WO2020086048A1 - Способ получения литых композиционных материалов на металлической основе - Google Patents

Способ получения литых композиционных материалов на металлической основе Download PDF

Info

Publication number
WO2020086048A1
WO2020086048A1 PCT/UA2019/000048 UA2019000048W WO2020086048A1 WO 2020086048 A1 WO2020086048 A1 WO 2020086048A1 UA 2019000048 W UA2019000048 W UA 2019000048W WO 2020086048 A1 WO2020086048 A1 WO 2020086048A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
melt
matrix
metal
differs
composite
Prior art date
Application number
PCT/UA2019/000048
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Виктор Иванович ДУБОДЕЛОВ
Анатолий Васильевич НАРИВСКИЙ
Владимир Леонтьевич НАЙДЕК
Антон Григорьевич НАУМОВЕЦ
Владимир Алексеевич СЕРЕДЕНКО
Владислав Николаевич ФИКССЕН
Юрий Васильевич МОИСЕЕВ
Максим Степанович ГОРЮК
Юлия Петровна СКОРОБАГАТЬКО
Original Assignee
Физико-Технологический Институт Металлов И Сплавов Национальной Академии Наук Украины
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 Физико-Технологический Институт Металлов И Сплавов Национальной Академии Наук Украины filed Critical Физико-Технологический Институт Металлов И Сплавов Национальной Академии Наук Украины
Publication of WO2020086048A1 publication Critical patent/WO2020086048A1/ru

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D19/00—Casting in, on, or around objects which form part of the product
    • B22D19/14—Casting in, on, or around objects which form part of the product the objects being filamentary or particulate in form
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/02—Use of electric or magnetic effects
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/20—Measures not previously mentioned for influencing the grain structure or texture; Selection of compositions therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
    • C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
    • C22B9/05—Refining by treating with gases, e.g. gas flushing also refining by means of a material generating gas in situ
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F3/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by special physical methods, e.g. treatment with neutrons

Definitions

  • the invention relates to the field of special metallurgy and foundry, namely, to technologies for producing composite materials on a metal basis with an increased level of functional and structural properties.
  • a known method of processing aluminum melts (patent for the invention UA No. 103886, IPC: B22D 27/02, C22F 3/00, 2013), according to which the aluminum melt in a magnetodynamic installation (A.s.SSSR 288183) is subjected to heat and power
  • the temperature of superheating of the liquid metal which is necessary for the destruction of various microgroups present in the liquid metal (due to the weakening of interatomic bonds) is much lower than during traditional thermal treatment.
  • the decrease in the energy of thermal influence on the melt is compensated by the magnetohydrodynamic effect on the metal in the channels of the setup (when it is circulated several times under the influence of electromagnetic forces through the active zone) and intensive mixing (Re> 10 4 ) in the crucible by a deep alloy jet.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) structure of the ingot and a significant increase in the properties of cast billets.
  • this technology has limitations on the degree of dispersion of the structure and does not provide a complex of high special and related properties in cast composite materials.
  • This method provides only thermal effects on the alloy and the gas with reagents, which are introduced into the liquid metal. Therefore, additives are not fully dispersed, and this reduces the intensity of gas-reagent interaction processes in alloys.
  • the method has a limited scope for producing composite materials by forcing solid composite particles into the matrix melt with a regulated list of requirements for them;
  • composite additives are introduced into the matrix melt in the solid state when they are preheated to a temperature of 0, 5-0, 9 from the melting temperature. With such heating, the necessary level of wettability of particles by a matrix melt is not ensured, which leads to a decrease in the degree of their assimilation and uneven distribution in finished products;
  • - mixing the melt is carried out by a traveling magnetic field.
  • a traveling magnetic field moves the melt along the periphery of the liquid metal bath, and in its central part the mixing intensity is much lower.
  • the distribution of composite particles in the bulk of the matrix melt is not uniform.
  • an additional source of thermal energy is required, since the metal does not heat the traveling magnetic field;
  • the objective of the invention is to provide a method for producing cast functional composite materials with an increased range of special and related mechanical, physicochemical, technological and operational characteristics by plasma synthesis of composite phases and liquid metal cooling directly in the molten matrix metal and their uniform distribution in volume liquid metal bath controlled by magnetohydrodynamic melt flows.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) denia- tions in the form of finely dispersed groups and particles coherent to the matrix melt are uniformly distributed in the volume of the liquid metal bath by mixing with directed hydrodynamic melt flows that are transported by electromagnetic forces.
  • the matrix melt is preliminarily purified from harmful impurities and homogenized to an equilibrium state in terms of the chemical composition and structure of the matrix melt.
  • the components that are contained in the matrix melt are vaporized and mixed with the vaporous elements of the additives that are received and introduced into the plasma torch stream.
  • active additives in a gaseous state are introduced into the local high-temperature reaction zone in a jet of plasma-forming gas, which, when interacting with the pairs of components that make up the alloy, form new composite phases.
  • the casing or one of the plasma torch electrodes made of active reagents is melted, and then the reagents in a highly enthalpy state are transported by a plasma jet into the local reaction zone for interaction with pairs of components of the matrix melt.
  • New synthesized phases in the vapor state are displaced from the local high-temperature reaction zone into the volume of the liquid metal bath by a directed flow of the matrix melt, which
  • a local high-temperature reaction zone is created by a plasma jet immersed in a metal melt in a volume limited by a special nozzle, which is connected to a plasmatron through which additional impurities are introduced into the high-temperature zone, where they are converted into steam.
  • evaporation is carried out with a non-consumable electrode.
  • the proposed technical solution makes it possible to transfer the melt from a metastable microinhomogeneous (heterogeneous) state to an equilibrium microhomogeneous (homogeneous) state without prolonged overheating of the entire volume of the melt by repeated circulation of its directed flows under the influence of electromagnetic forces at much lower temperatures of its overheating.
  • a local high-temperature reaction zone (3000-5000 K) is created in the deep layers of the matrix melt, for example, using a plasma jet.
  • the matrix melt with directed flows in a cyclic mode is repeatedly passed through a local high-temperature reaction zone
  • SUBSTITUTE SHEET juice-temperature reaction zone with a speed that is regulated contactlessly.
  • the prepared matrix melt and composite additives are converted into pairs that interact.
  • new vaporous phases are synthesized, including composite ones, which are directed cyclically from the reaction zone into the volume of the liquid metal bath by directed flows of the matrix melt moving under the action of electromagnetic forces.
  • the newly formed vaporous composite phases are cooled and condensed under conditions of a high temperature gradient with high cooling rates (and oh > 10 4 K / s) in the form of finely divided micro-formations and solid composite particles coherent to the matrix melt, and they are evenly distributed in a liquid metal bath with its controlled mixing by electromagnetic forces.
  • the melt temperature in the reaction zone of the plasma jet rises and reaches 5000 K at the gas outlet from the nozzle (Foundry. - 2003. - N ° 9. - P. 2- 3).
  • the evaporation of aluminum occurs at temperatures above 2700 K, copper - 2820 K, manganese - 2370 K, magnesium - 1360 K, zinc - 1 180 K, etc., since industrial alloys may also contain components such as Fe, Ni, Ti, as well as impurities — Na, Ca, Pb, and others with a lower evaporation temperature.
  • the transfer of alloy components and impurities to the vapor state eliminates the microgroups and intermetallic compounds present in it, which eliminates the negative effect of the heredity of charge materials on the properties of cast alloys.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) With the existing high temperature gradient and instantaneous Cooling at a rate of at least 10 4 K / s, the synthesized vapor phase is condensed, which is displaced from the heating zone, with the formation of highly dispersed groups and solid particles, and their uniform distribution in the matrix , for example, aluminum, the melt with its controlled electromagnetic stirring. Particles of such a micro “condensate”, depending on the critical sizes, intensify the nucleation process for various alloy components, which disperses the microstructure and increases the complex of properties of materials and products from them. The time of such multi-stage processing for each composition of a functional composite material is determined experimentally.
  • the melt goes into the equilibrium homogeneous state of the so-called “true solution”.
  • new metallic materials in particular, on the basis of aluminum
  • artificial microinhomogeneity is created in the molten metal due to the synthesis of finely dispersed phases formed directly in the melt upon controlled introduction of a matrix melt into the local high-temperature reaction zone, and necessary composite additives.
  • the mechanical and special properties of the crystallized alloy will be the higher, the more dispersed will be the particles of the composite phase, which are coherent to the matrix melt and intensively interact with it.
  • a magnetodynamic installation (Fig. 1), which is an induction channel furnace with an additional electromagnet.
  • the installation includes a crucible
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) 1, connected to the Iil-shaped channel 2, the side sections of which are covered by inductors 3.
  • the connection zone of the central vertical and horizontal sections of the channel 2, the so-called working zone 4 is located in the gap between the poles of the electromagnet 5.
  • a plasmatron 7 is used, in the middle of the case of which there is a movable electrode 8 with a cathode 9 and a graphite anode 10.
  • a replaceable insert 11 with horizontal channels and a central nozzle is placed in its body.
  • Additives 12, necessary for introducing into the alloy in order to improve its structure and properties, are fed in powder form to the bottom of the anode 10 and evaporate them due to the heat of the plasma arc.
  • the steam formed by the channels and through the axial nozzle of the removable insert 11 in the plasma jet 13 is transferred to the local reaction high-temperature zone 14.
  • the reaction zone 14 is created in a liquid metal bath using, for example, a dome-shaped nozzle 15 connected to the plasmatron 7.
  • Nozzle 15 can move in the vertical direction together with the plasmatron 7. In the lowermost position, the end face of the nozzle 15 abuts against the bottom of the crucible 1 of the magneto-dynamic unit and forms the volume of the local reaction zone 14 in the melt. 7 together with the nozzle 15 up local reaction zone 14 connects with the matrix melt 16 in the crucible 1.
  • Composite materials by synthesizing new phases in a metal melt are prepared as follows.
  • a matrix melt 16 is poured into the magnetodynamic installation, for example, liquid aluminum of technical grade A95, filling the channels 2 and part of the crucible 1.
  • the liquid metal coils closed along the “crucible - side sections of the channel -
  • the existing microgroups and clusters in the melt are crushed, which helps them achieve an equilibrium homogeneous state.
  • the plasmatron 7 coaxially with one of the vertical sections in channel 2 (in our case, the central section), the plasmatron 7, with a power of 38–40 kW, is immersed in crucible 1 with refined and homogenized melt in liquid aluminum until the domed nozzle 15 contacts the bottom of the crucible 1 magnetodynamic installation.
  • the plasma torch is immersed, the nozzle cavity is filled with liquid aluminum 16.
  • a local high-temperature reaction zone 14 with a matrix melt is formed.
  • the plasma torch 7 is turned on and a high-temperature jet 13 (4500-5000 K) is used to transfer liquid aluminum (matrix melt) in the local reaction zone 14 to a vapor state.
  • Additional composite additives 12 for example, a mixture of particles of copper, zinc and nickel in the ratio to the mass of aluminum in the crucible, respectively, 1.5, 0.4 and 0.3% in an argon stream is fed into
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) the same zone of the plasma torch 7 and evaporate them.
  • the vapor of additives 12 enters through the channels in the cathode 10 and the axial nozzle in the variable nozzle 1 1 together with the plasma jet 13 into the local reaction zone 14 filled with the vapor of the matrix melt.
  • the vapors of aluminum (matrix alloy) interact with the vapors of the above composite additive, as a result of which new phases form.
  • Specific energy of metals 13-15 kJ / g for 1 min is allocated for heating, melting and evaporation of the components of this mixture and aluminum in the high-temperature reaction zone during deep processing of metals. Vapors of the components form the thermodynamic basis for the nucleation of both A1 2 CU, AI 3 N1 intermetallic compounds and a metastable solution of zinc in aluminum.
  • the plasmatron 7 with the nozzle 15 is raised above the bottom of the crucible 1 and, using electromagnetic force 6 in the working zone 4, the melt flow 17 is directed, which through the central region in the channel 2 enters the cavity of the local reaction zone 14 and cyclically squeezes the vaporized synthesized in it phases to liquid aluminum (matrix metal) in crucible 1.
  • the pairs of synthesized phases are instantly cooled is given with a cooling rate of at least 10 4 K / s and condenses.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) microgroups in the melt decreases by 2-2.5 times (from 27 to 10-1 1 nm).
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) transferring the alloy to a state of superplasticity, which is important for further thermomechanical processing and the receipt of parts and products.
  • a consumable or non-consumable electrode can be used instead of a plasma torch in the proposed method.
  • An electric arc is ignited between the electrode and the melt and the components of the alloy evaporate.
  • an expensive electrode from the additive material is used.
  • an non-consumable electrode is used in the case of processing traditional structural alloys with the aim of improving their structure and improving properties without changing the chemical composition of the alloy.
  • the directed periodic movement of the melt from the reaction zone and its multiple mixing by magneto-dynamic flows with an adjustable speed in the crucible of the MHD unit allows one to cyclically process the entire mass of the alloy in a local high-temperature volume, synthesizing new composite phases in the melt volume that are coherent to this melt , and significantly increase the amount and dispersion (including up to nanoscale sizes) of synthesized particles and evenly distribute them in the metal.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области специальной металлургии и литейного про- изводства, а именно, к технологиям получения композиционных материалов на ме- таллической основе с повышенным уровнем функциональных и конструкционных свойств. Способ получения литых композиционных материалов на металлической основе, включающий введение дисперсных частиц в расплав и непрерывное их пе- ремешивание, отличается тем, что непосредственно в предварительно рафинирован- ном от примесей и гомогенизированном к равновесному состоянию матричном ме- таллическом расплаве синтезируют композитные фазы путем взаимодействия и пе- ремешивания паров компонентов матричного расплава и композитной примеси, ко- торые в пар циклически переводят в локальной высокотемпературной реакционной зоне, создаваемой в расплаве под его уровнем, а синтезированные композитные фа- зы в парообразном состоянии вытесняют из этой зоны и охлаждают их матричным расплавом в условиях высокого температурного градиента и больших скоростей в виде высокодисперсных группировок и частиц, когерентных к матричному распла- ву, которые равномерно распределяют в объеме жидкометаллической ванны путем перемешивания ее направленными гидродинамическими потоками расплава, под действием электромагнитных сил. Изменения в строении расплава, происходящие при комплексной обработке предложенным способом положительно влияют на микроструктуру и свойства функциональных композиционных сплавов и обеспечи- вают уникальные пластические, прочностные и эксплуатационные характеристики литых изделий.

Description

Способ получения литых композиционных
материалов на металлической основе
Изобретение относится к области специальной металлургии и литейно- го производства, а именно, к технологиям получения композиционных мате- риалов на металлической основе с повышенным уровнем функциональных и конструкционных свойств.
Высокий уровень требований к свойствам конструкционных материа- лов не позволяет приготавливать их с помощью традиционных технологий рафинирования и модифицирования металла. Особенно это касается струк- туры металлических расплавов, поскольку наличие в них областей микроне- однородностей, вызванных наследственным влиянием шихты, и наличие раз- личных кластерных образований (атомных группировок ближнего порядка), приводит при кристаллизации сплавов к нестабильности их структуры и свойств.
Известные технологические процессы получения литых композицион- ных материалов включают: приготовление матричного расплава, введение и равномерное распределение в нем композитных частиц и кристаллизацию изделий. Трудности, возникающие при таких технологиях, связаны с проти- водействием матричного расплава процессу ассимиляции в нем композитных частиц, их низкой смачиваемостью или вообще отсутствием таковой, неод- нородностью материала из-за большой разницы плотности матрицы и напол- нителя, а также с неравномерным распределением частиц в объеме сплава.
Для повышения прочностных характеристик литых изделий в настоя- щее время используют МГД-воздействия (магнитно гидродинамические дей- ствия) на жидкий металл и при его кристаллизации. Известны различные способы получения сплавов, в соответствии с которыми: алюминиевый рас-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) плав обрабатывают в магнитодинамической установке (А. с. СССР 288183), где подвергают его тепловым и силовым воздействиям (патент на изобрете- ние UA N° 103886 «Способ обработки алюминиевых расплавов»), а также патент на изобретение UA Ne 100399 «Способ и устройство для рафинирова- ния расплавленных металлов и их сплавов» и патент на изобретение UA N° 90327 «Способ рафинирования расплавов фильтрацией». Эти технические решения обеспечивают эффективное рафинирование сплавов и частичное разрушение имеющихся в жидком металле микрогруппировок. Однако, та- кие технологии не позволяют проводить полную гомогенизацию расплава, а также синтезировать в нем новые фазы и переводить в высокоэнтальпийное парообразное состояние.
Известен способ обработки алюминиевых расплавов (патент на изобре- тение UA No 103886, МПК: B22D 27/02, C22F 3/00, 2013), согласно которому алюминиевый расплав в магнитодинамической установке (А.с.СССР 288183) подвергают тепловому и силовому воздействиям, при этом температура пе- регрева жидкого металла, которая необходима для разрушения имеющихся в жидком металле различных микрогруппировок (за счет ослабления межатом- ных связей), значительно ниже, чем при традиционной термовременной об- работке. Уменьшение энергии теплового влияния на расплав в этом случае компенсируют магнитогидродинамическим воздействием на металл в кана- лах установки (при многократной его циркуляции под действием электро- магнитных сил через активную зону) и интенсивным перемешиванием (Re> 104) в тигле заглубленной струей сплава.
Вследствие турбулентных пульсаций и микровихревой циркуляции жидкого металла во всем объеме расплава возникает напряжение, которое приводит к разрушению имеющихся в жидком алюминиевом расплаве облас- тей микронеоднородности. Непрерывная многократная циркуляция металли- ческого расплава в контуре «канал - ванна - канал» магнитодинамической установки приводит к образованию гомогенного состояния расплава, моди-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) фицированной структуры слитка и существенному повышению свойств ли- тых заготовок. Однако эта технология имеет ограничения по степени диспер- гирования структуры и не обеспечивает комплекса высоких специальных и сопутствующих свойств в литых композиционных материалах.
Известен также способ плазменной обработки сплавов в магнитодина- мической установке (патент на изобретение UA JNbl 13663, МПК: С22В 9/05, С21С 1/00, B22D 1/00), который включает индукционный нагрев расплава до заданной температуры и постоянное его перемещение под электромагнитным давлением до плазменной струи плазмотрона, который плотно установлен на днище ванны, и через который в потоке нагретого газа подают рафинирую- щие или модифицирующие добавки. Нагретые плазмой газ и рафинирующие или модифицирующие добавки вместе с расплавом постоянно поступают в жидкометаллическую ванну через отверстия в корпусе плазмотрона под дей- ствием электромагнитных сил и избыточного газового давления.
Этот способ предусматривает только термическое воздействие на сплав и газ с реагентами, который вводят в жидкий металл. Поэтому добавки не в полной мере диспергируются, а это снижает интенсивность процессов газо- реагентного взаимодействия в сплавах.
Наиболее близким по технической сущности к предложенному изобре- тению является способ получения отливок из композиционного материала на металлической основе (патент RU Ne 2020042, B22D19/14, 1994), согласно которому в постоянно перемешиваемый матричный расплав вводят через его поверхность твердые дисперсные частицы, нагретые при введении в потоке ионизированного инертного газа до температуры, составляющей 0,5-0, 9 тем- пературы их плавления. Перемешивание расплава на стадиях введения дис- персных частиц и заливки расплава предлагается проводить бегущим маг- нитным полем, а на стадии кристаллизации - ультразвуковыми колебаниями. Этот способ активизирует межфазное взаимодействие частиц за счет образо- вания развитой поверхности в процессе ионного травления и их измельчения
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) в газовом потоке, а непрерывное перемешивание уменьшает вероятность об- разования сегрегаций и расслоений в литом металле.
К недостаткам указанного способа следует отнести следующее:
- способ имеет ограниченную сферу применения для получения компо- зиционных материалов путем принудительного введения в матричный рас- плав твердых композитных частиц с регламентированным перечнем требова- ний к ним;
- по этому способу композитные добавки вводят в матричный расплав в твердом состоянии при наличии их предварительного подогрева до темпера- туры 0, 5-0, 9 от температуры плавления. При таком нагреве не обеспечивает- ся необходимый уровень смачиваемости частиц матричным расплавом, что приводит к снижению степени их усвоения и неравномерному распределе- нию в готовых изделиях;
- при таком способе введения возможно слипание частиц композитного материала между собой, особенно имеющих субмикро- и наноразмеры;
- перемешивание расплава осуществляют бегущим магнитным полем. Такое поле перемещает расплав по периферии жидкометаллической ванны, а в центральной ее части интенсивность перемешивания значительно ниже. В результате не обеспечивается равномерность распределения композитных частиц в объеме матричного расплава. Кроме того, для поддержания не бхо- димой температуры матричного расплава (термостатирования) требуется до- полнительный источник тепловой энергии, поскольку бегущее магнитное по- ле металл не нагревает;
- применение в этом способе ультразвука на стадии кристаллизации композиционного материала не гарантирует стабильность и повышение его свойств. Это обусловлено тем, что матричный расплав не был переведен в равновесное микрооднородное состояние. Однородность расплава также снижается при введении в него твердых частиц в соответствии с рассматри- ваемым способом.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Общим недостатком способа является то, что композитные добавки попадают извне в неравновесный, микронеоднородный металлический мат- ричный расплав путем принудительного введения твердых частиц, смачи- ваемость поверхности и когерентность которых к матричному расплаву низ- кая. Указанные недостатки не позволяют получать функциональные компо- зиционные материалы с высокими прочностными и эксплуатационными ха- рактеристиками.
Задачей предлагаемого изобретения является создание способа получе- ния литых функциональных композиционных материалов с повышенным комплексом специальных и сопутствующих механических, физико- химических, технологических и эксплуатационных характеристик путем плазменного синтеза композитных фаз и жидкометаллического охлаждения непосредственно в расплавленном матричном металле и равномерным рас- пределением их в объеме жидкометаллической ванны управляемыми магни- тогидродинамическими потоками расплава.
Поставленная задача решается следующим образом.
В способе получения литых композиционных материалов на металли- ческой основе, включающем введение твердых дисперсных частиц в расплав и непрерывное их перемешивание, согласно предложенному техническому решению, непосредственно в предварительно рафинированном от примесей и гомогенизированном до равновесного состояния матричном металлическом расплаве синтезируют высокодисперсные композитные фазы путем взаимо- действия и перемешивания паров из компонентов матричного расплава и введенных дополнительных материалов, которые в пар циклично переводят в Локальной высокотемпературной реакционной зоне, созданной в расплаве под его уровнем, а синтезированные в парообразном состоянии композитные фазы циклично вытесняют из этой зоны направленным потоком матричного расплава в жидкометаллический объем, где охлаждают их и конденсируют в условиях высокого температурного градиента и высоких скоростей охлаж-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) дения в виде высокодисперсных группировок и частиц, когерентных к мат- ричному расплаву, и равномерно распределяют в объеме жидкометалличе- ской ванны путем перемешивания направленными гидродинамическими по- токами расплава, перемещаемыми под действием электромагнитных сил.
Согласно предложенному способу матричный расплав предварительно очищают от вредных примесей и гомогенизируют к равновесному состоянию по химическому составу и строению матричного расплава. Эти операции осуществляют под действием электромагнитных сил на расплав при много- кратной его циркуляции и перемешивании с одновременным управляемым тепловым и силовым воздействиями на потоки металла.
Для синтеза новых композитных фаз в высокотемпературной реакци- онной зоне переводят в парообразное состояние компоненты, которые со- держатся в матричном расплаве, и смешивают их с парообразными элемен- тами добавок, которые получают и вводят в струе плазмотрона.
Кроме того, для образования новых композитных фаз в реакционной зоне дополнительные компоненты предварительно растворяют в матричном расплаве и испаряют их вместе с его основными элементами.
Также в локальную высокотемпературную реакционную зону в струе плазмообразующего газа вводят активные добавки в газообразном состоянии, которые при взаимодействии с парами компонентов, составляющих сплав, образуют новые композитные фазы.
Также для синтеза новых композитных фаз расплавляют корпус или один из электродов плазмотрона, изготовленных из активных реагентов, а за- тем реагенты в высокоэнтальпийном состоянии транспортируют плазменной струей в локальную реакционную зону для взаимодействия с парами компо- нентов матричного расплава.
Новые синтезированные фазы в парообразном состоянии вытесняют из локальной высокотемпературной реакционной зоны в объем жидкометал- лической ванны направленным потоком матричного расплава, который ци-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) клично циркулирует под действием электромагнитных сил.
Локальную высокотемпературную реакционную зону создают погру- женной в металлический расплав плазменной струей в объеме, ограниченном специальной насадкой, что соединена с плазмотроном, через который вводят дополнительные примеси в высокотемпературную зону, где и переводят их в пар.
Процесс образования новых фаз продолжают до необходимого насы- щения матричного расплава композитами.
Также, с целью формирования нового строения расплава с повышенной дисперсностью и измененной морфологией в твердом состоянии для роста комплекса свойств путем разрушения областей микронеоднородностей и кластерных группировок с нежелательной наследственностью, осуществляют многократное циклическое поочередное испарение матричного расплава в реакционной камере и последующую конденсацию пара в объеме жидкоме- таллической ванны без введения, изменяющих его химический состав, доба- вок.
Чтобы исключить насыщение паров металлического матричного рас- плава нежелательными компонентами, испарение осуществляют нерасходуе- мым электродом.
Предложенное техническое решение позволяет переводить расплав из метастабильного микронеоднородного (гетерогенного) состояния в равно- весное микрооднородное (гомогенное) без длительного перегревания всего объема расплава путем многоразовой циркуляции его направленных потоков под действием электромагнитных сил при значительно меньших температу- рах его перегрева. После достижения равновесного состояния по химическо- му составу и структуре в глубинных слоях матричного расплава создают ло- кальную реакционную высокотемпературную зону (3000-5000 К), например, с помощью плазменной струи. Затем матричный расплав направленными по- токами в цикличном режиме многократно пропускают через локальную вы-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) сокотемпературную реакционную зону со скоростью, которую регулируют бесконтактно. В высокотемпературных условиях локальной зоны, которая изолирована, например, с помощью куполообразной насадки и находится под уровнем расплава, подготовленный матричный расплав и композитные до- бавки превращают в пары, которые вступают во взаимодействие. В результа- те взаимодействия высокоэнтальпийных паров разных элементов синтезиру- ются новые парообразные фазы, в том числе композитные, которые направ- ленными потоками матричного расплава, движущимися под действием элек- тромагнитных сил, циклично вытесняют из реакционной зоны в объем жид- кометаллической ванны. В объеме матричного расплава при его средней тем- пературе, например, расплавленного алюминия 923-1 123 К, вновь образован- ные парообразные композитные фазы охлаждают и конденсируют в условиях высокого температурного градиента с большими скоростями охлаждения (иох > 104 К / с) в виде высокодисперсных микрообразований и твердых компо- зитных частиц, когерентных к матричному расплаву, и равномерно их рас- пределяют в жидкометаллической ванне при ее управляемом перемешивании электромагнитными силами.
При обработке расплава углубленной плазменной струей, по мере при- ближения к соплу плазмотрона, температура расплава в реакционной зоне плазменной струи повышается и на выходе газа из сопла достигает 5000 К (Литейное производство. - 2003. - N° 9. - С. 2-3). Испарение алюминия про- исходит при температуре выше 2700 К, меди - 2820 К, марганца - 2370 К, магния - 1360 К, цинка - 1 180 К и т. д., поскольку промышленные сплавы могут содержать и такие компоненты как Fe, Ni, Ti, а также примеси - Na, Са, РЬ и другие с меньшей температурой испарения. Перевод компонентов сплава и примесей в парообразное состояние ликвидирует имеющиеся в нем микрогруппировки и интерметаллидов, в результате чего исключается не- гативное влияние наследственности шихтовых материалов на свойства ли- тейных сплавов.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) При имеющемся высоком градиенте температур и мгновенном Охлаж- дении со скоростью не менее 104 К/с происходит конденсация синтезиро- ванной парообразной фазы, которую вытеснили из зоны нагрева, с образова- нием высокодисперсных группировок и твердых частиц, и их равномерное распределение в объеме матричного, например алюминиевого, расплава при его управляемом электромагнитном перемешивании. Частицы такого микро «конденсата» в зависимости от критических размеров, интенсифицируют процесс зародышеобразования для различных компонентов сплава, что дис- пергирует микроструктуру и повышает комплекс свойств материалов и изде- лий из них. Время такой многостадийной обработки для каждого состава функционального композиционного материала определяется эксперимен- тально.
Таким образом, на этапе подготовки матричного расплава обеспечива- ют его рафинирование от водорода и неметаллических включений, а также разрушают микро- и наномасштабные неоднородности, имеющиеся в жид- кометаллических системах. При этом расплав переходит в равновесное гомо- генное состояние так называемого «истинного раствора». Для обеспечения специальных свойств, или для получения новых металлических материалов, в частности, на основе алюминия, создают искусственную микронеоднород- ность в расплавленном металле за счет синтеза высокодисперсных фаз, обра- зуемых непосредственно в расплаве при управляемом введении в локальную высокотемпературную реакционную зону матричного расплава, и необходи- мых композитных добавок. Механические и специальные свойства закри- сталлизованного сплава будут тем выше, чем дисперснее будут частицы ком- позитной фазы, которые являются когерентными к матричному расплаву и интенсивно взаимодействуют с ним.
Реализацию предложенного способа осуществляют в магнитодинамичес- кой установке (фиг.1 ), которая представляет собой индукционную канальную печь с дополнительным электромагнитом. В состав установки входят тигель
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) 1, соединенный с Iil-образным каналом 2, боковые участки которого охваче- ны индукторами 3. Зона соединения центральной вертикальной и горизон- тальной участков канала 2, так называемая рабочая зона 4, расположена в за- зоре между полюсами электромагнита 5. При взаимодействии в рабочей зоне 4 индукционного тока, созданного в жидком металле индукторами 3, с маг- нитным потоком, образованным электромагнитом 5, в расплаве генерируется электромагнитная сила 6, под действием которой жидкий металл направлен- но перемещается в системе «тигель - канал - тигель».
Для получения в сплавах паровых фаз используют плазмотрон 7, в се- редине корпуса которого расположены подвижный электрод 8 с катодом 9 и графитовый анод 10. В его корпусе размещена сменная вставка 11 с горизон- тальными каналами и центральным соплом. Добавки 12, необходимые для введения в сплав с целью улучшения его структуры и свойств, в порошкооб- разном виде подают на дно анода 10 и испаряют их за счет тепла плазменной дуги. Образующийся пар каналами и через осевое сопло сменной вставки 11 в струе плазмы 13 перемещается в локальную реакционную высокотемпера- турную зону 14. Реакционную зону 14 создают в жидкометаллической ванне с помощью, например, куполообразной насадки 15, соединенной с плазмо- троном 7. Насадку 15 можно перемещать в вертикальном направлении вместе с плазмотроном 7. В крайнем нижнем положении торец насадки 15 упирается в дно тигля 1 магнито динамической установки и формирует в расплаве объем локальной реакционной зоны 14. При перемещении плазмотрона 7 вместе с насадкой 15 вверх локальная реакционная зона 14 соединяется с матричным расплавом 16 в тигле 1.
Композиционные материалы путем синтеза новых фаз в металлическом расплаве получают следующим образом. В магнитодинамическую установку заливают матричный расплав 16, например, жидкий алюминий техниче- ской чистоты А95, заполняя каналы 2 и часть тигля 1. При этом жидкометал- лические витки, замкнутые по контуру «тигель - боковые участки канала -
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) горизонтальный участок канала - вертикальный центральный участок канала
— тигель» являются вторичными обмотками трансформатора. При включении индукторов 3 в этих жидкометаллических витках возникает электрический ток 17, который нагревает расплав. При включении электромагнита 5 ток в жидком металле взаимодействует с магнитным полем в рабочей зоне 4. В результате чего в расплаве возбуждается электромагнитная сила 6, под дей- ствием которой происходит циркуляция металла в замкнутом контуре «тигель - канал - тигель». Изменением величин напряжения и тока индук- торов 3 и электромагнита 5 можно управлять интенсивностью процессов тепло- и массопереноса в расплаве, а также осуществлять при этом тепло- вое и силовое воздействие на металл. В результате алюминиевый расплав очищается от водорода до конечного содержания 0,1-0,05 см3/ 100 г с одно- временным удалением до 80% неметаллических включений из металла.
После перегрева сплава до температуры 973 К путем постоянного пе- ремешивания и МГД-силовых воздействий в магнитодинамической установ- ке обеспечивают измельчение имеющихся микрогруппировок и кластеров в расплаве, что способствует достижению им равновесного гомогенного со- стояния. Затем соосно с одним из вертикальных участков в канале 2 (в нашем случае центральный участок) в тигель 1 с рафинированным и гомогенизиро- ванным расплавом погружают плазмотрон 7, мощностью 38-40 кВт, в жид- кий алюминий до контакта куполообразной насадки 15 с дном тигля 1 магни- тодинамической установки. При погружении плазмотрона полость насадки заполняется жидким алюминием 16. В результате этого образуется локальная высокотемпературная реакционная зона 14 с матричным расплавом. Вклю- чают плазмотрон 7 и высокотемпературной струей 13 (4500 - 5000 К) перево- дят жидкий алюминий (матричный расплав) в локальной реакционной зоне 14 в парообразное состояние. Дополнительные композитные добавки 12, на- пример, смесь частичек меди, цинка и никеля в соотношении к массе алюми- ния в тигле соответственно 1,5, 0,4 и 0,3% в потоке аргона подают в прика-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) тодную зону плазмотрона 7 и испаряют их. Пар добавок 12 поступает по ка- налам в катоде 10 и осевому соплу в переменной насадке 1 1 вместе с плаз- менной струей 13 в локальную реакционную зону 14, заполненную паром матричного расплава. В реакционной камере происходит взаимодействие ис- парений алюминия (матричного сплава) и испарений указанной выше компо- зитной добавки, в результате чего образуются новые фазы. На нагрев, плав- ление и испарение компонентов указанной смеси и алюминия в высокотем- пературной реакционной зоне при глубинной обработке металлов выделяется удельная энергия металлов 13-15 кДж/г за 1 мин. Испарения компонентов со- ставляют термодинамическую основу для зарождения как интерметаллидов A12CU, AI3N1, так и метастабильного раствора цинка в алюминии.
Дополнительные композиты можно предварительно растворить в мат- ричном расплаве. Затем этот расплав, содержащий растворенные добавки, пропускают через локальную высокотемпературную зону и синтезируют но- вые композитные фазы предложенным способом.
После образования новых фаз плазмотрон 7 с насадкой 15 поднимают над днищем тигля 1 и с помощью электромагнитной силы 6 в рабочей зоне 4 направляют поток расплава 17, который по центральной области в канале 2 поступает в полость локальной реакционной зоны 14 и циклично выжимает синтезированные в ней парообразных фазы в жидкий алюминий (матричный металл) в тигле 1. В пограничной зоне с большим перепадом температур (в реакционной зоне температура достигает 4500-5000 К, а матричный расплав нагрет до примерно 973 К), пар синтезированных фаз мгновенно охлаждается со скоростью охлаждения не менее 104 К / с и конденсируется. В результате чего в расплаве образуются группировки и доли «конденсата» наномасштаб- ных размеров, которые интенсифицируют процессы зародышеобразования интерметаллидных соединений и зон типа Гинье (например, раствор цинка в алюминии) в жидком сплаве. Установлено, что за 50 мин комплексной обра- ботки алюминиевого сплава АК7 предложенным способом, средний размер
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) микрогруппировок в расплаве уменьшается в 2-2,5 раза (от 27 до 10-1 1 нм).
В случае необходимости получения композиционных материалов на алюминиевой основе, упрочненных твердыми дисперсными частицами (ин- терметаллидами, нитридами, оксидами), согласно предложенному способу в плазмообразующий инертный газ (аргон или гелий) добавляют активные га- зы (азот, кислород и другие). Эти газы вместе с плазменной струей поступа- ют в локальную реакционную зону, где происходит высокотемпературное (парообразное) их взаимодействие с матричным алюминием в разном его аг- регатном состоянии. В результате такого взаимодействия образуются новые композитные фазы, такие как нитриды A1N и оксиды А1203, которые в потоке расплава, направленного электромагнитными силами, поступают в жидкоме- таллическую ванну. В ней новые синтезированные композитные фазы быстро охлаждаются до среднемассовой температуры матричного расплава (-1073 К) и фактически конденсируются и равномерно распределяются в его объе- ме.
В рамках заявленного способа также можно реализовать обработку традиционных конструкционных сплавов с целью улучшения их структуры и повышения свойств без ввода в жидкий сплав дополнительных компонентов, не меняя химический состав. Для этого в МГД-установке осуществляют мно- гократное циклическое поочередное испарение металлического расплава в реакционной камере и последующую конденсацию испарений в объеме жид- кометаллической ванны для разрушения областей микронеоднородностей и кластерных группировок с нежелательной наследственностью. В результате этих действий формируется новое строение расплава - без изменения хими- ческого состава создаваемых при обработке и кристаллизации фаз. Как след- ствие, обеспечивается повышенная дисперсность вновь созданных фаз и из- менение их морфологии в твердом состоянии, что вызывает улучшение структуры и рост комплекса свойств сплава, в частности такой структурно чувствительной характеристики, как относительное удлинение, вплоть до
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) перевода сплава в состояние сверхпластичности, что важно при дальнейшей термомеханической обработке и получении деталей и изделий.
В отдельных случаях вместо плазмотрона в предложенном способе может быть использован расходуемый или нерасходуемый электрод. Между электродом и расплавом зажигают электрическую дугу и происходит испаре- ние компонентов сплава. В таком случае при необходимости ввода добавок к исходному сплаву, используют затратный электрод из материала добавки. В случае же обработки традиционных конструкционных сплавов с целью улучшения их структуры и повышения свойств без изменения химического состава сплава, используется нерасходуемый электрод.
Чем больше образуется конденсата из пара, тем интенсивнее будет диспергироваться структура сплава. Направленное периодическое движение расплава с реакционной зоны и многократное его перемешивание магнито- динамическими потоками с регулируемой скоростью в тигле МГД-установки позволяет циклически обрабатывать всю массу сплава в локальном высоко- температурном объеме, синтезируя новые композитные фазы в объеме рас- плава, когерентные к данному расплаву, и значительно повысить количество и дисперсность (в т. ч. и до наноразмеров) синтезированных частиц и равно- мерно распределить их в металле.
Изменения в строении расплава, происходящие при комплексной обра- ботке предложенным способом, положительно влияют на микроструктуру и свойства функциональных композиционных сплавов. В результате растут физико-механические и специальные характеристики литых изделий, кото- рые обеспечивают уникальные пластические, прочностные и эксплуатацион- ные характеристики литого металла.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)

Claims

Формула изобретения
1. Способ получения литых композиционных материалов на металли- ческой основе, включающий введение дисперсных частиц в расплав и непре- рывное их перемешивание, отличается тем, что непосредственно в предвари- тельно рафинированном от примесей и гомогенизированном к равновесному состоянию матричном металлическом расплаве синтезируют композитные фазы путем взаимодействия и перемешивания паров из компонентов матрич- ного расплава и дополнительных материалов, которые в пар циклически пе- реводят в локальной высокотемпературной реакционной зоне, созданной в расплаве под его уровнем, а синтезированные композитные фазы в парооб- разном состоянии циклично вытесняют из этой зоны направленным потоком матричного расплава в жидкометаллический объем, где охлаждают и конден- сируют их матричным расплавом в условиях высокого температурного гра- диента и высоких скоростей охлаждения в виде высокодисперсных группи- ровок и частиц, когерентных к матричному расплаву, которые равномерно распределяют в объеме жидкометаллической ванны путем перемешивания ее направленными гидродинамическими потоками расплава под действием электромагнитных сил.
2. Способ по п.п. 1 отличается тем, что матричный металлический рас- плав предварительно очищают от вредных примесей и гомогенизируют к равновесному состоянию по химическому составу и его строению.
3. Способ по п.п. 1 , 2 отличается тем, что матричный расплав очищают и гомогенизируют под действием электромагнитных сил при многократной циркуляции и электромагнитном перемешивании с одновременным управ- ляемым тепловым и силовым воздействиями на потоки металла.
4. Способ по п.п. 1-3 отличается тем, что для синтеза новых композит- ных фаз в высокотемпературной реакционной зоне переводят в парообразное
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) состояние компоненты, которые содержатся в матричном расплаве, и смеши- вают их с парообразными элементами добавок, которые получают и вводят в струе плазмотрона.
5. Способ по п.п. 1-4 отличается тем, что для образования новых ком- позитных фаз в реакционной зоне дополнительные компоненты предвари- тельно растворяют в матричном расплаве и испаряют их вместе с его основ- ными элементами.
6. Способ по п.п. 1-4 отличается тем, что в локальную высокотемпера- турную реакционную зону в струе плазмообразующего газа вводят активные добавки в газообразном состоянии, которые при взаимодействии с парами компонентов, составляющих сплав, образуют новые композитные фазы.
7. Способ по п.п. 1-4 отличается тем, что для синтеза новых композит- ных фаз расплавляют корпус или один из электродов плазмотрона, изготов- ленные из активных реагентов, а затем реагенты в высокоэнтальпийном со- стоянии транспортируют плазменной струей в локальную реакционную зону для взаимодействия с компонентами матричного расплава.
8. Способ по п.п. 1-7 отличается тем, что вытесняют вновь созданную парообразную композитную фазу с локальной высокотемпературной реакци- онной зоны направленным потоком матричного расплава, который циклично циркулирует под действием электромагнитных сил.
9. Способ по п.п. 1-8 отличается тем, что создают локальную высоко- температурную реакционную зону погруженной в металлический расплав плазменной струей в объеме, который ограничивают специальной насадкой, соединенной с плазмотроном, через который вводят дополнительные приме- си в высокотемпературную зону, где и переводят их в пар.
10. Способ по п.п. 1-9 отличается тем, что синтезируют в парообразном состоянии новые композитные фазы до необходимого насыщения ими мат- ричного расплава.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)
11. Способ по п.п. 1-3 отличается тем, что для роста комплекса свойств путем разрушения областей микронеоднородностей и кластерных группиро- вок с нежелательной наследственностью, осуществляют многократное цик- лическое поочередное испарение металлического расплава в реакционной камере и дальнейшую конденсацию пара в объеме жидкометаллической ван- ны без введения, изменяющих его химический состав, добавок.
12. Способ по п.п. 10,11 отличается тем, что для исключения взаимо- действия паров металлического матричного расплава с нежелательными компонентами испарение осуществляют нерасходуемым электродом.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)
PCT/UA2019/000048 2018-10-25 2019-04-15 Способ получения литых композиционных материалов на металлической основе WO2020086048A1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
UAA201810552 2018-10-25
UAA201810552 2018-10-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020086048A1 true WO2020086048A1 (ru) 2020-04-30

Family

ID=70332005

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/UA2019/000048 WO2020086048A1 (ru) 2018-10-25 2019-04-15 Способ получения литых композиционных материалов на металлической основе

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2020086048A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114273629A (zh) * 2021-12-23 2022-04-05 中南大学 一种金属复合材料的连铸装置
CN115627351A (zh) * 2022-10-28 2023-01-20 中国科学院过程工程研究所 一种利用磁约束调控湿法冶金溶液微观结构的方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0297666A (ja) * 1988-10-05 1990-04-10 Toshiba Corp 金属蒸気発生装置
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
JPH06297091A (ja) * 1993-04-19 1994-10-25 Nippon Steel Corp 複合金属材料の連続鋳造方法及び装置
WO1998030346A1 (en) * 1997-01-09 1998-07-16 Materials Research Corporation Process for refining the microstructure of metals
RU2144573C1 (ru) * 1995-06-27 2000-01-20 Закрытое акционерное общество "СИНТАЛКО СПб" Устройство для введения мелкодисперсных компонентов в матричный металлический расплав
UA55865U (ru) * 2010-06-25 2010-12-27 Физико-Технологический Институт Металлов И Сплавов Нан Украины Способ производства дискретно армированных литых композиционных материалов
CN103071783A (zh) * 2012-12-26 2013-05-01 南昌航空大学 一种激光－强磁场复合熔铸制备偏晶合金的装置
UA113663C2 (xx) * 2015-03-12 2017-02-27 Спосіб плазмової обробки сплавів в магнітодинамічній установці

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0297666A (ja) * 1988-10-05 1990-04-10 Toshiba Corp 金属蒸気発生装置
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
JPH06297091A (ja) * 1993-04-19 1994-10-25 Nippon Steel Corp 複合金属材料の連続鋳造方法及び装置
RU2144573C1 (ru) * 1995-06-27 2000-01-20 Закрытое акционерное общество "СИНТАЛКО СПб" Устройство для введения мелкодисперсных компонентов в матричный металлический расплав
WO1998030346A1 (en) * 1997-01-09 1998-07-16 Materials Research Corporation Process for refining the microstructure of metals
UA55865U (ru) * 2010-06-25 2010-12-27 Физико-Технологический Институт Металлов И Сплавов Нан Украины Способ производства дискретно армированных литых композиционных материалов
CN103071783A (zh) * 2012-12-26 2013-05-01 南昌航空大学 一种激光－强磁场复合熔铸制备偏晶合金的装置
UA113663C2 (xx) * 2015-03-12 2017-02-27 Спосіб плазмової обробки сплавів в магнітодинамічній установці

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
NAIDEK V. L. ET AL.: "Vliyanie sposoba obrabotki rasplava na strukturu i svoistva aljuminievykh splavov", LITEINOE PROIVODSTVO, 2003, pages 2 - 3 *
NAIDEK V.L. ET AL.: "Primenenie plazmennogo nagreva v tekhnologiyakh liteinogo proizvodstva", PROTSESSY LITYA, 2011, pages 9 - 15 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114273629A (zh) * 2021-12-23 2022-04-05 中南大学 一种金属复合材料的连铸装置
CN115627351A (zh) * 2022-10-28 2023-01-20 中国科学院过程工程研究所 一种利用磁约束调控湿法冶金溶液微观结构的方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102401270B1 (ko) 금속성 분말 재료를 제조하기 위한 장치 및 방법
CN105132705B (zh) 真空磁控电弧重熔精炼金属的方法及装置
US3917479A (en) Furnaces
WO2010051675A1 (zh) 一种磁场与超声场耦合作用下熔体反应合成金属基复合材料的方法
JP4433610B2 (ja) シリコンの精製方法および精製装置
WO2006127792A2 (en) Cold wall induction nozzle for induction melting apparatus
CN103747898A (zh) 用于由雾化金属和合金形成产品的方法和设备
WO2020086048A1 (ru) Способ получения литых композиционных материалов на металлической основе
KR100818864B1 (ko) 주조 장치 및 주조 방법
US6368375B1 (en) Processing of electroslag refined metal
KR100718408B1 (ko) 순수 금속 핵생성 주조 물품
GB2121441A (en) Process for upgrading metal powder
RU2413595C2 (ru) Способ получения сферических гранул жаропрочных и химически активных металлов и сплавов, устройство для его осуществления и устройство для изготовления исходной расходуемой заготовки для реализации способа
Mladenov et al. Experimental and theoretical studies of electron beam melting and refining
UA127170C2 (uk) Спосіб та магнітодинамічна установка для плазмореагентної обробки сплавів
Paton et al. Arc slag remelting for high strength steel & various alloys
RU2209842C2 (ru) Способ плавки и литья металла
Yan et al. Microstructure Refinement of Al-5Ti-B Grain Refiner with Electromagnetic Energy
EP0425525A1 (en) Method for grain refining of metals
UA136171U (uk) Спосіб плазмової обробки сплавів у магнітодинамічній установці
UA113663C2 (xx) Спосіб плазмової обробки сплавів в магнітодинамічній установці
UA126210C2 (uk) Плазмотрон для глибинної обробки сплавів високотемпературними реагентами
RU2725457C1 (ru) Способ изготовления структурно-градиентных и дисперсно-упрочненных порошковых материалов (варианты)
Gromov et al. Methods of Manufacturing the High-Entropy Alloys
GB2297764A (en) A process for the production of alloys

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19876716

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 19876716

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1