DE3046908A1 - Gerichtetes erstarrungsverfahren und vorrichtung zu dessen durchfuehrung - Google Patents

Gerichtetes erstarrungsverfahren und vorrichtung zu dessen durchfuehrung

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James Edward Fleet Hampshire Northwood
Peter Neil Hampton Middlesex Quested
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Description

The Secretary of State for Defence in Her Britannic Majesty's Government of the United Kingdom of Great Britain and Northern Ireland, Whitehall, London
Großbritannien
Gerichtetes Erstarrungsverfahren und Vorrichtung zu dessen Durchführung
Die Erfindung bezieht sich auf die Steuerung der Kühlung in kristallinen Gefügen und betrifft insbesondere die gerichtete Erstarrung von Metallegierungen, wie z. B. Superlegierungen und in-situ-Verbundmaterialien, kann jedoch auch Anwendung mit spröden Kristallen finden, wie sie aus Halbleiterverbindungen hergestellt werden.
Präzisionsgießverfahren mit ihrer feinen Steuerung der Abmessungsgenauigkeit können den Betrag der nachfolgend erforderlichen Werkstückbearbeitung verringern. Nickel-Basislegierungen werden allgemein leicht gegossen und besitzen von sich aus viele wünschenswerte Eigenschaften, die sie für Gasturbinenschaufeln hervorragend geeignet machen. Die fortgesetzte Entwicklung führte zu Legierungen mit hoher Dauerstandfestigkeit bei den höheren Arbeitstemperaturen, die vorherrschend geworden sind. Viele dieser Legierungen eignen sich darüber hinaus nicht zum Schmieden.
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Ein gewisser Duktilitätsverlust wurde aufgrund des Vorliegens von Korngrenzen beobachtet, die sich senkrecht zu einer Hauptbeanspruchungsachse erstrecken und zu intergranulärem Bruch führen. Dies läßt sich in weitem Umfang durch gerichtete Erstarrung während des Gießens vermeiden, um ein säulenartiges Gefüge von Kristallen zu erzeugen, die im wesentlichen parallel zur Hauptbeanspruchungsachse ausgerichtet sind.
Die gerichtete Erstarrung läßt sich erfolgreich anwenden, um die riikrogefüge von Legierungen so zu steuern, daß die bedeutenden Eigenschaften optimiert werden. Die Erzeugung von ausgerichteten dendritischen Mikrogefügen in Superlegierungen mit daraus folgender effektiver Beseitigung von querlaufenden Korngrenzen und Entwicklung einer [JLOOJ -Kristalltextur führte zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften bei hohen Temperaturen, wie einer verbesserten Kriechduktilität, einer verbesserten Wärmedauerfestigkeit und einer erhöhten Krxechbruchlebensdauer.
Zusätzlich lassen sich Korngrenzen durch Steuerung des Kristallwachstums derart eliminieren, daß der Guß aus einem einzelnen Legierungskristall mit einer gesteuerten Kristalltextur besteht, wodurch Korngrenzenschwachsteilen entfallen.
Die gerichtete Erstarrung von Superlegierungen wird in wachsendem Umfang im Zusammenhang mit Präzisionsformgußtechniken angewandt, um Turbinenschaufeln zum Einsatz in den heißesten Bereichen von sowohl militärischen als auch zivilen Flugzeugmotoren herzustellen.
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In neuerer Zeit wurde die gerichtete Erstarrung auf eutektische Legierungen angewendet, um ausgerichtete Verbundmikrogefüge, d. h. die sog. in-situ-Verbundmaterialien zu erzeugen. Solche Materialien sind in einem vorgerückten Entwicklungsstadium.
Um ausgerichtete Verbundmikrogefüge aus eutektischen Legierungen herzustellen, müssen zwei Bedingungen erfüllt sein:
1 Die Fest/Flüssig-Grenzflache muß makroskopisch eben gehalten werden, indem man den Wärmefluß parallel zur gewünschten Erstarrungsrichtung einstellt.
2. Eine Kristallkeimbildung muß in der Schmelze vor der vorrückenden Grenzfläche unterdrückt werden.
Die Bedingung für die Unterdrückung einer zustandsmäßigen Unterkühlung ist, daß das Verhältnis des Temperaturgradienten G an der Fest/Flüssig-Grenzflache zur Erstarrungsgeschwindigkeit R einen kritischen Wert (G/R) überschreiten sollte, der ein Ilaterialparameter ist
OH«)
Dies ergibt die Bedingung für eine Erstarrung mit ebener Front. Wenn die Ungleichung nicht erfüllt wird, entwickeln sich Störungen wachsender Komplexität an der Fest/Flüssig-Grenzf lache, wenn G/R kleiner wird.
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Das Verhältnis G/R ist auch beim Bestimmen des Erstarrungsmikrogefüges wichtig/ das beim gerichteten Erstarren von Superlegierungen und Einphasenkristallen erhalten wird. Es gibt, wenn G/R kleiner wird, einen allmählichen übergang durch zellenartige, dendritische zu gleichachsigen Gefügen. Damit besteht ein ähnliches Kriterium für die Beibehaltung ausgerichteter Dendriten.
Die Erfüllung der obigen Bedingungen sichert, daß die geeignete Erstarrungsmorphologie erhalten wird. Jedoch werden die Abmessungen der Hauptmikrogefügemerkmale, Dendriten in Superlegierungen und Fasern in in-situ-Verbundmaterialien, durch die Abkühlungsgeschwindigkeit GR beherrscht, die bei den höchsten Erstarrungsgeschwindigkeiten am höchsten ist. Solche feinen Mikrogefüge können zu wesentlichen Verbesserungen der mechanischen Eigenschaften der gerichtet erstarrten Materialien führen.
Es gibt mehrere Verfahren, die zur gerichteten Erstarrung von Hochtemperaturlegierungen angewandt werden, wovon die hauptsächlichen von wassergekühlten Formen oder Kühlbädern Gebrauch machen, um die Einstellung eines Temperaturgradienten in der erstarrenden Legierung zu fördern. Die Hauptunterschiede liegen in der Wirksamkeit der Wärmeabführung, die die Größe des erhaltenen Temperaturgradienten bestimmt. Das Ziel der Erstarrungsverfahren war, G möglichst groß zu machen, um eine Durchführung der Erstarrung bei erhöhten Erstarrungsgeschwindigkeiten zu ermöglichen. Dies kann zu den vereinigten Vorteilen einer verbesserten industriellen Brauchbarkeit
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und besserer mechanischer Eigenfahften führen.
Im ersten Fall wird eine offenendige Form auf einer Kupferabschreckplatte abgestützt von der Wärme durch Wasserstrom abgeleitet wird, was üblicherweise mit einer Axialbewegung der Form relativ zu einer Heizquelle kombiniert wird, wobei entweder, der zum Schmelzen des zu gießenden Metalls verwendete Ofen relativ zur Form beweglich ist oder umgekehrt.
Fortgschrittene Techniken basieren auf Abänderungen des Bridgman-Stockbarger-Kristallwachstumsverfahrens. Hohe Temperaturgradienten wurden erhalten, indem man den gerichtet erstarrenden Gegenstand von der Heizquelle in ein wirksames Wärmeübertragungsfluid herausführte. Jedoch gibt es mögliche Störungen, die mit den bisher verwendeten Wärmeübertragungsfluiden verbunden sind. Flüssigmetallabschreckmittel mit relativ niedrigen Schmelzpunkten, wie z. B. Zinn, Wood'sehe Legierungen (Pb-Sn-Bi-In-Legierungen) und Gallium-Indium-Legierungen, können die Legierung verunreinigen und zu schlechteren mechanischen Eigenschaften führen. Wärmeübertragende Öle sind ebenfalls mögliche Verunreinigungen, während mit Wasserbädern eine Explosionsgefahr verbunden ist.
Wegen der Verunreinigungsgefahr ist eine Anwendung der Kühlbadtechniken in der industriellen Herstellung von Gasturbinenschaufeln unwahrscheinlich, und die mit wassergekühlten Abschreckplatten erhältlichen niedrigeren Temperaturgradienten mußten akzeptiert werden.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren und eine Vorrichtung zur Steuerung der Bildung eines kristallinen Gefüges, bei dem ein kristallines Material durch relative Axialbewegung gegenüber einer Heizquelle fortlaufend geschmolzen wird und anschließend zur Erstarrung des geschmolzenen Materials nach dem Durchgang durch die Schmelzzone Wärme vom Material abgeführt wird, zu entwickeln, bei dem keine Gefahr einer Verunreinigung des kristallinen Gefüges auftritt und höhere Temperaturgradienten als mit Wasserabschreck-" platten erhältlich sind.
Es ist an sich bekannt, daß Wirbelschichten vorteilhafte Wärmeübertragungseigenschaften aufweisen.
Die Erfindung beruht auf dem Gedanken, solche Wirbelschichten zu verwenden, um hohe Temper.aturgradienten während der gerichteten Erstarrung zu erzeugen.
Die genannte Aufgabe wird daher verfahrensmäßig erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß zur Wärmeabfuhr eine Wirbelschicht aus einem durch ein inertes Gas fluidisierten, feinen, chemisch inerten Pulver verwendet wird.
Ausgestaltungen und Weiterbildungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den Unteransprüchen 2 bis gekennzeichnet.
Gegenstand der Erfindung ist außerdem eine Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens, mit einer offenendigen Form, die von einer hohlen Metallplattform getragen wird, durch die Wasser zirkulieren kann,
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mit dem Kennzeichen, daß die Form axial durch einen Ofen und eine Wirbelschicht beweglich ist und ein Teil der Form zunächst fortlaufend erhitzbar und danach abkühlbar ist.
Ausgestaltungen dieser Vorrichtung sind in den Unteransprüchen 17 bis 22 gekennzeichnet.
Es ist also erwünscht, daß die Wirbelschichten chemisch inert sind, und geeignete Kombinationen von Materialien für diesen Zweck sind stabile keramische Stoffe, wie z. B. Aluminium-, Zirkonium- oder Magnesiumoxide in feiner Pulverform, die durch ein inertes Gas, wie z. B. Argon, Helium oder Stickstoff fluidisiert sind. Es können auch Metallpulver verwendet werden, die eine größere Wärmeleitfähigkeit als keramische Stoffe aufweisen.
Eine zur Verwendung gemäß der Erfindung geeignete Vorrichtung wird nun in zwei Varianten anhand der Zeichnung näher erläutert; darin zeigen:
Fig. 1 und 2 ähnliche Längsschnitte unterschiedlicher Anordnungen von öfen und zugehörigen Einrichtungen zur gerichteten Erstarrung.
Gemäß Fig. 1 ist eine offenendige Form 1 aus einem Aluminiumoxidrohr koaxial innerhalb eines Ofens mit einem Doppelring-Graphitstromaufnehmer 2 montiert, der von einem Ofenziegelring 3 umgeben ist. Das untere Ende der Form 1 wird von einer hohlen Plattform 4 aus rostfreiem
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Stahl getragen, die zur Axialbewegung innerhalb eines oben offenen KupferZylinders 5, der unterhalb des Ofens angeordnet ist, mittels einesgeeigneten Motorantriebsmechanismus 6 eingerichtet ist. Eine durch den Pfeil A angedeutete Wasserzuführung ist/dem Inneren der Plattform 4 verbunden, die ihrerseits mit einem durch den Pfeil B angedeuteten Auslaß verbunden ist, wobei die geeigneten Verbindungsrohre durch eine Dichtung 7 mit O-Ringen 8 im geschlossenen unteren Ende des Zylinders 5 laufen. Ein gewendeltes Rohr 9 ist in engem Kontakt mit dem Außenumfang des Zylinders 5 und an seinen Enden mit einem Wassereinlaß und einem Wasserauslaß verbunden, die durch die Pfeile C bzw. D angedeutet sind.
Eine perforierte Diffusorplatte 10, die im Zylinder in einem kleinen Abstand von seinem geschlossenen Ende angeordnet ist, unterteilt den Zylinder in zwei Kammern, von denen die kleinere untere eine Vorkammer 11 bildet, während die obere mit keramischem Pulver 12 gefüllt ist.
Die gerichtet zu erstarrende Legierung 13 wird in die Form 1 entweder in geschmolzener oder in Pulverform eingeführt, oder sie kann bereits als ein Block vor dem Einführen der Form 1 in den Ofen 2, 3 an Ort und Stelle sein. Typisch könnte die Legierung in der Form eines Bauteils, wie z. B. einer Schaufel für eine Gasturbine, in einer durch Präzisionsgußtechnik hergestellten Hohlform sein.
Die Legierung wird durch Strahlung von dem Graphitstromaufnehmer 2 geschmolzen, der durch einen (nicht dargestellten) Hochfrequenzgenerator induktiv erhitzt wird.
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Die Form wird durch den Motorantriebsmechanismus 6 nach unten bewegt, so daß eine kurze Zone der Legierung fortlaufend geschmolzen wird. Ein inertes Gas wird in den Boden des Zylinders 5, wie durch den Pfeil E angedeutet, eingeführt und strömt durch das keramische Pulver 12, das dadurch eine Wirbelschicht bildet. Kühlwasser zirkuliert durch die Plattform 4 aus rostfreiem Stahl, die als Kühlplatte wirkt, um den Erstarrungsprozeß auszulösen, und durch das gewendelte Rohr 9.
Die fortgesetzte Bewegung der Form 1 durch die Wirbelschicht bewirkt einen Wärmeübergang von der fortschreitend erstarrenden Schmelzzone der Legierung durch die Wirbelschicht zum wassergekühlten gewendelten Rohr 9. Die Wirbelschicht ergibt einen wirkungsvollen Wärmetibergang. Ein hoher Temperaturgradient ist erhältlich, wodurch eine Kristallkeimbildung der Schmelze vor der vorrückenden Grenzfläche ausreichend unterdrückt werden kann. Die Wärmeübergangsrate kann durch Änderung des Strömungsdurchsatzes des Fluidisierungsgases in engen Grenzen gesteuert werden.
In dieser Weise sind dendritische Mikrogefüge erhältlich, die denen nahekommen, die sich bei der Verwendung von Kühlbädern ergeben, jedoch mit erheblich verringerter Verunreinigungs- oder Explosionsgefahr.
Beispielsweise wurden Blöcke aus einer Superlegierung "MAR-MOO2" (MAR ist ein Warenzeichen) mit einem Durchmesser von 12,5 mm und einer Länge von 300 mm mit einer Geschwindigkeit von 300 mm h durch Abschrecken in einer
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COPV
Wirbelschicht gerichtet erstarrt, die aus Aluminiumoxidpulver einer Teilchengröße von angenähert 100 .um unter Verwendung von Argon oder Helium als Wärmeübertragungsgas bestand.
Ähnliche dendritische Gefüge wurden erhalten, die sowohl primäre als auch sekundäre Verzweigungen zeigten, und Änderungen der Dendritabmessungen aufgrund unterschiedlicher Arbeitsbedingungen der Wirbelschicht waren relativ gering. Die feinsten Mikrogefüge wurden erhalten, wenn man Helium als das Fluidisierungsgas bzw. eine glatte statt einer turbulenten Fluidisierung mit Argon verwendete. Die größte Leistung war auch erforderlich, um die Legierungen zu schmelzen,„die" in den Helium- oder ruhigen Argonwirbelschichten abgeschreckt wurden. Beobachtungen zeigen, daß der höchste Temperaturgradient in diesen Fällen erhalten wurde. Es ist gut bekannt, daß die kleinsten Dendriten bei hohen Abkühlungsgeschwindigkeiten (G R) erhalten werden und daß die höchsten Leistungsanforderungen auftreten, wenn hohe Temperaturgradienten vorliegen.
Primär- Sekundär- Leistungs- Gasdendrit- dendrit- ein-> strom arm-Abstand arm-Abstand stellung jm"^-
,um ,um Skalen- * wert
Metallschmelze 104 29 425 3,1
Argon-Wirbelschicht rlc. , 9fi 0& ?qo 3 , (glatte Fluidisierung) G15 126 24 29° 3'X Argon-Wirbelschicht
(turbulent) G16 148 28 300 4,9
Argon-Wirbelschicht
(glatt + über- G19 129 29 325 3,1
hitzung größer)
Helium-Wirbelschicht
(glatte Fluidisie- G18 115 25 425 1,5
* Einzelringstromaufnehmer verwendet; in anderen Versuchen wurde ein "Konzentrator" zur "Bündelung" der Leistung verwendet. Alle diese Beispiele verwenden die Strahlungswärme .
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f COPY
Die Abmessungen der während der Wirbelschichtabkühlung erhaltenen Primärdendritarm-Abstände sind etwas größer als die sich bei der Metallschmelzenabkühlung ergebenden. Ein Vergleich mit der früheren Charakterisierung der Dendritabstände in dieser Legierung führt dazu, daß eine Wirbelschichtabktihlung eine Abkühlungsrate GR -^270OK ram" ergibt, die einen Temperaturgradient G r>y 9K mm" andeutet, der zwischen den Werten für Metallschmelze (G~\L3K mm" ) und herkömmliche Bridgman-Kühlung (G -^5K mm ) für. die -f vorliegende Erstarrungsgestaltung ist.l/hls weiteres Beispiel der Erfindung wurde ein im Entwicklungsstadium befindliches eutektisches Verbundmaterial, das mit T- 3Γ '-Cr3C3 bezeichnet wird, unter Anwendung der Wirbelschichtkühlung gerichtet erstarrt, und die erhaltenen Gefüge wurden mit denen verglichen, die unter Anwendung der Metallschmelzenkühlung erhalten wurden. Das Erfordernis dabei ist, eine ebene statt einer dendritischen Erstarrungsfront beizubehalten, um ein gut ausgerichtetes Verbundmikrogefüge zu haben. Es ist gut bekannt, daß die Bedingung für eine Erstarrung mit ebener Front die ist, daß das Verhältnis G/R einen kritischen Wert (G/R) überschreiten soll. So ermöglicht die Verwendung höherer Teraperaturgradienten, gut ausgerichtete Verbundmikrogefüge bei höheren Erstarrungsgeschwindigkeiten beizubehalten.
Vergleicht man die Mikrogefüge von Y- ^T'-Cr^C-, die bei 300 und 600 mm h unter Verwendung einer Wirbelschicht, einer Metallschmelze und der herkömmlichen Bridgman-Abkühlung gerichtet erstarrt wurden, so hatte das Wirbelschicht-Material ein gut ausgerichtetes Mikrogefüge, das im Aussehen dem unter Anwendung der Metall-
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schmelzen.Jcühlung erhaltenen ähnlich, jedoch erheblich feiner als das durch die herkömmliche Bridgman-Kühlung erhaltene war. Die maximale Erstarrungsgeschwindigkeit, die eine gute eutektische Ausrichtung bei der vorliegenden Erstarrungsgestaltung liefert, war 600 mm h~ sowohl für das mit der Wirbelschicht als auch das mit der Metallschmelze gekühlte Material und 300 mm h für die nach dem herkömmlichen Bridgman-Kühlverfahren gekühlte Legierung.
Fig. 2 zeigt eine Abänderung,der Vorrichtung nach Fig. 1, in der der Formheizbereich gegenüber der Wirbelschicht durch einen Abdichtungskörper 21 isoliert ist und ein getrennter Gasauslaß 22 vom Zylinder 5 vorgesehen und mit (nicht dargestellten) Rotationsvakuumpumpen hoher Pumpleistung, wie durch den Pfeil G angedeutet, über Kühler, Filter und Ventile verbunden ist. Ein Steuerventil 23 ist ebenfalls am Gaseinlaß vorgesehen, der durch.den Pfeil F angedeutet ist.
Diese Merkmale werden als wichtig besonders dort betrachtet, wo Heliumgas verwendet wird, um die höchsten Kühlwirkungsgrade zu erreichen, damit man einen Wiederumlauf der teuren Kühlgase hat und so diese Technik für mögliche industrielle Auswertung attraktiver macht.
Damit verbundene Vorteile ergeben, sich, indem nicht mehr die Notwendigkeit besteht, daß die der gerichteten Erstarrung unterworfene Legierung einer Gasatmosphäre ausgesetzt wird, wobei folglich die Verunreinigungsgefahr verringert und der Wärmeverlust von der Formheizeinrichtung mit der Beseitigung eines Gasstroms durch diesen Bereich verkleinert werden.
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Um eine solche Wirbelschicht bei unteratmosphärischen Bedingungen zu betreiben, müßte der Gaseinlaßdruck auf etwa 13 kPa gehalten werden. Der Gasauslaßdruck würde dann etwa 133 Pa sein, so daß der typische Druckabfall durch die Wirbelschicht zwischen 7 und 35 kPa bleiben würde, wobei der tatsächliche Wert von der Tiefe und der Dichte des Pulvers abhängt. Ein Druck von 133 Pa sollte für die Formheizeinrichtung und die Formbereiche während der gerichteten Erstarrung annehmbar sein. Die Steuerung der Gasdrücke würde natürlich so koordiniert, daß stets die korrekten Druckunterschiede herrschen. Es würde dann keine Abdichtung zwischen der Vakuumkammer und der Wirbelschicht wesentlich sein, doch um einen höheren Vakuumgrad während der vorherigen Schmelzstufe zu erreichen, würde die Wirbelschicht abgeschaltet.
Einige der im Zusammenhang mit Fig. 1 und 2 beschriebenen Merkmale wurden wegen ihrer allgemeinen Eignung ausgewählt, doch sind sie keineswegs ausschließlich. So kann irgendeine geeignete Heizquelle (z. B. ein widerstandsbeheizter Ofen) verwendet werden, während es auch möglich wäre, den gesamten Inhalt der Form statt eines Teils davon zu schmelzen.
Außerdem kann durch Ersetzen der Zylinderkühlwendel durch eine zusätzliche Heizquelle ein gut gesteuerter niedriger Temperaturgradient aufrechterhalten werden, der einen Bruch durch Wärmeschock während des Wachsturns von Einkristallen aus spröden Materialien verhindern kann.
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Claims (1)

  1. Ansprüche
    1. Verfahren zur Steuerung der Bildung eines kristallinen Gefüges, bei dem ein kristallines Material durch relative Axialbewegung gegenüber einer Heizquelle fortlaufend geschmolzen wird und anschließend zur Erstarrung des geschmolzenen Materials nach dem Durchgang durch die Schmelzzone Wärme vom Material abgeführt wird, dadurch gekennzeichnet, daß zur Wärmeabfuhr eine Wirbelschicht aus einem durch ein inertes Gas fluidisierten, feinen, chemisch inerten Pulver verwendet wird.
    2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das geschmolzene Material fortlaufend von der Heizquelle in die Wirbelschicht überführt wird.
    3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß als Pulver ein stabiler keramischer Stoff verwendet wird.
    4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulver mit einer Teilchengröße von etwa 100 ,um
    verwendet wird.
    293-(JX 5733/05)-TF
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    5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß als kristallines Material eine Metallegierung verarbeitet wird.
    6. Verfahren nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gas von der Wirbelschicht bei unteratmospharischem Druck abgezogen wird.
    7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Gasauslaßdruck im wesentlichen 133 Pa ist.
    8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß eine Nickel-Basislegierung zur Erstarrung gebracht
    9. Verfahren nach Anspruch 8 zum Gießen eines Metallgegenstandes,
    dadurch gekennzeichnet, daß man die Nickel-Basislegierung in eine Form einführt, die Legierung durch Relativbewegung der Form relativ zur Heizquelle fortlaufend schmilzt und die geschmolzene Legierung durch Wärmeübergang von dieser auf die Wirbelschicht erstarren läßt.
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    30A6908
    -ΒΙΟ. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Form fortlaufend von der Heizquelle in die Wirbelschicht überführt wird.
    11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, daß als Pulver der Wirbelschicht Aluminiumoxid verwendet wird.
    12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß als inertes Gas der Wirbelschicht Helium verwendet wird.
    13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß das Gas von der Wirbelschicht bei unter atmosphärischem Druck abgezogen wird.
    14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Gasauslaßdruck im wesentlichen 13 3 Pa ist.
    15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Erstarrung der geschmolzenen Legierung durch einen wassergekühlten Abschreckkörper in Gang gesetzt wird.
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    16. Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 15, mit einer offenendigen Form, die(von einer hohlen Metallplattform getragen wird, durch die Wasser zirkulieren kann,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß die Form (1) axial durch einen Ofen (2, 3) und eine Wirbelschicht (12) beweglich ist und ein Teil der Form (1) zunächst fortlaufend erhitzbar und danach abkühlbar ist.
    17. Vorrichtung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Wirbelschicht aus einem durch ein inertes Gas fluidisierten, feinen, chemisch inerten Pulver (12) besteht.
    18. Vorrichtung nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulver (12) ein keramischer Stoff ist.
    19. Vorrichtung nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulver (12) Aluminiumoxid ist.
    20. Vorrichtung nach einem der Ansprüche 17 bis 19, dadurch gekennzeichnet, daß das Gas Helium ist.
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    21. Vorrichtung nach einem der Ansprüche 17 bis 20, dadurch gekennzeichnet, daß das Gas von der Wirbelschicht (12) bei unteratmosphärischem Druck abziehbar ist.
    22. Vorrichtung nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, daß der Gasauslaßdruck auf im wesentlichen 133 Pa einstellbar ist.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5921310A (en) * 1995-06-20 1999-07-13 Abb Research Ltd. Process for producing a directionally solidified casting and apparatus for carrying out this process
EP1173300A1 (de) * 1999-03-22 2002-01-23 Asarco Incorporated Giessen von hochreinem sauerstoff-freiem kupfer

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4665970A (en) * 1985-11-20 1987-05-19 O.C.C. Company Limited Method of producing a metallic member having a unidirectionally solidified structure
US5900170A (en) * 1995-05-01 1999-05-04 United Technologies Corporation Containerless method of producing crack free metallic articles by energy beam deposition with reduced power density
US6199232B1 (en) 1995-12-08 2001-03-13 Karl Kocivar Emergency care blanket
US6035924A (en) * 1998-07-13 2000-03-14 Pcc Airfoils, Inc. Method of casting a metal article
US6932145B2 (en) * 1998-11-20 2005-08-23 Rolls-Royce Corporation Method and apparatus for production of a cast component
US7418993B2 (en) * 1998-11-20 2008-09-02 Rolls-Royce Corporation Method and apparatus for production of a cast component
RU2146185C1 (ru) * 1999-07-27 2000-03-10 Спиридонов Евгений Васильевич Способ изготовления направленной кристаллизацией детали с монокристаллической структурой и устройство для его осуществления
US6311760B1 (en) * 1999-08-13 2001-11-06 Asea Brown Boveri Ag Method and apparatus for casting directionally solidified article
RU2157296C1 (ru) * 1999-10-12 2000-10-10 Спиридонов Евгений Васильевич Способ изготовления направленной кристаллизацией детали с монокристаллической структурой и устройство для его осуществления
US6443213B1 (en) * 2000-05-11 2002-09-03 Pcc Airfoils, Inc. System for casting a metal article using a fluidized bed
US6695034B2 (en) 2000-05-11 2004-02-24 Pcc Airfoils, Inc. System for casting a metal article
US6889747B2 (en) 2003-03-04 2005-05-10 Pcc Airfoils, Inc. Fluidized bed with baffle
DE102006042501B4 (de) * 2006-09-07 2010-11-25 Eisenmann Anlagenbau Gmbh & Co. Kg Verfahren und Anlage zum Trocknen von Gegenständen
CN102672111B (zh) * 2012-04-28 2014-07-09 浙江坤博机械制造有限公司 一种压铸机液压油缸的铸造方法
US10082032B2 (en) 2012-11-06 2018-09-25 Howmet Corporation Casting method, apparatus, and product
GB201313849D0 (en) * 2013-08-02 2013-09-18 Castings Technology Internat Producing a metal object
US9435211B2 (en) 2014-05-09 2016-09-06 United Technologies Corporation Method for forming components using additive manufacturing and re-melt
CN114555310A (zh) 2019-07-22 2022-05-27 铸造实验室有限公司 铸造模具
CN111215605B (zh) * 2020-01-13 2022-04-08 成都航宇超合金技术有限公司 改善单晶叶片沉积物的定向凝固装置及其工艺方法
CN111945013B (zh) * 2020-08-21 2022-05-17 厦门埃弗格林科技有限公司 一种高纯无氧铜的制备装置和制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB967109A (en) * 1962-07-17 1964-08-19 British Aluminium Co Ltd Improvements in or relating to a method of and apparatus for continuously casting materials
FR1362974A (fr) * 1963-07-12 1964-06-05 British Aluminium Co Ltd Perfectionnement à un procédé et appareil pour couler sans interruption des matériaux
US3810504A (en) * 1971-03-26 1974-05-14 Trw Inc Method for directional solidification
GB1374462A (en) * 1971-06-22 1974-11-20 Secr Defence Casting of metal articles
US3844724A (en) * 1971-12-27 1974-10-29 Du Pont Zone-melting apparatus
US3770047A (en) * 1972-01-10 1973-11-06 Trw Apparatus for unidirectionally solidifying metals
US3942581A (en) * 1974-11-29 1976-03-09 General Electric Company Method and apparatus for casting directionally solidified articles
JPS54106031A (en) * 1978-02-08 1979-08-20 Ishikawajima Harima Heavy Ind Cast production having unidirectionally orientated structure
DE2813760A1 (de) * 1978-03-30 1979-10-04 Siemens Ag Vorrichtung zur beeinflussung der form der phasengrenzflaechen fest/fluessig beim herstellen von versetzungsfreien siliciumeinkristallstaeben durch tiegelfreies zonenschmelzen
US4190094A (en) * 1978-10-25 1980-02-26 United Technologies Corporation Rate controlled directional solidification method
US4222429A (en) * 1979-06-05 1980-09-16 Foundry Management, Inc. Foundry process including heat treating of produced castings in formation sand

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5921310A (en) * 1995-06-20 1999-07-13 Abb Research Ltd. Process for producing a directionally solidified casting and apparatus for carrying out this process
EP0749790B2 (de) † 1995-06-20 2004-11-03 ALSTOM Technology Ltd Vorrichtung zur Herstellung eines gerichtet erstarrten Giesskörpers
EP1173300A1 (de) * 1999-03-22 2002-01-23 Asarco Incorporated Giessen von hochreinem sauerstoff-freiem kupfer
EP1173300A4 (de) * 1999-03-22 2004-04-14 Asarco Inc Giessen von hochreinem sauerstoff-freiem kupfer

Also Published As

Publication number Publication date
US4573516A (en) 1986-03-04
FR2472039B1 (de) 1985-04-12
FR2472039A1 (fr) 1981-06-26
JPS5695464A (en) 1981-08-01

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