DE4131239A1 - Verfahren und vorrichtung zur herstellung eines verbundmaterials auf metallbasis sowie verbundmaterial auf metallbasis - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Her­ stellung eines Verbundmaterials, ein nach dem Verfahren hergestelltes Verbundmaterial sowie eine Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens.

Hierdurch wird ein Metall auf Gußmetallbasis geschaffen mit einer Verteilung feinster Partikel aus Keramik, Metall, Le­ gierungen, intermetallischen Bestandteilen, Karbiden, Nitri­ den, Boriden oder sonstigen zur Verbesserung der Material­ eigenschaften des Gußmetalls geeigneten Substanzen.

Die Entwicklung auf dem Gebiet der Luftfahrt, des Schiffs­ baus, der Kraftfahrzeugherstellung und einer Reihe anderer Industriezweige verlangt die Verwendung neuer Materialien mit verbesserter Verarbeitbarkeit und verbessertem Betriebs­ verhalten.

Es ist üblich, bei der Herstellung von metallisch struktu­ rierten Materialien (Legierungen) so zu verfahren, daß das Basismetall zusammen mit additiven Komponenten flüssig ge­ schmolzen wird, wobei der Schmelzprozeß bis zu einer Tempe­ ratur durchgeführt wird, bei der das vollständige Erschmel­ zen und die vollständige Auflösung der Komponenten sicherge­ stellt ist (Fig. 2A).

Mit dem Temperaturabfall der Legierung während des Abkühlens und Erstarrens nimmt die Löslichkeit der Legierungselemente deutlich ab und bei einer für jedes Legierungssystem und je­ de Legierungsverbindung besonderen Temperatur beginnen sich feste Phasen auszuscheiden und wachsen in der homogenen Schmelze in Form von Legierungselementkristallen oder, wie häufiger der Fall, in Form von Kristallen, die den chemi­ schen Verbindungen der Elemente entsprechen (intermetalli­ sche Phasen, Fig. 2, B, C). Mit Fortschreiten der Abkühlung kristallisiert die übrige Schmelze in Form einer festen Lö­ sung der Elemente im Basismetall (Fig. 2, D). Die interme­ tallischen Phasen, die im Kristallgitter und den Eigenschaf­ ten von der Basislegierung (Matrix) abweichende Eigenschaf­ ten aufweisen, beeinflussen die Eigenschaften des gesamten Legierungssystems wesentlich.

Die Größe der beim Kristallisationsprozeß der Legierung aus­ geschiedenen intermetallischen Phasen sollten nicht Bruch­ teile eines Mikrometers überschreiten, da ansonsten die Qua­ lität der Legierung infolge eines Duktilitäts- und Festig­ keitsverlustes deutlich beeinträchtigt wird.

Die Löslichkeit von Metallen und Metalloiden in der metalli­ schen Matrix ist im festen Zustand erheblich eingeschränkt. Dieser Umstand trägt dazu bei, daß lediglich eine geringe Auswahl an technischen Legierungen zur Verfügung steht, und die praktisch gegebenen Möglichkeiten in der Verbesserung der Materialeigenschaften der technischen Legierungen auf Änderungen in der Zusammensetzung beschränkt sind.

Ein neuer Typ von Strukturmaterialien ist entwickelt worden, der künstlich eingeschlossene Partikel oder Fasern aus Oxi­ den, Karbiden und anderen Verbindungen, die die Erzielung der zugesicherten Eigenschaften des gesamten Systems ermög­ lichen, enthält. Solche Materialien sind als Verbundmateria­ lien bekannt, da die Komponenten des metallischen Systems nicht aus dem Matrixmetall ausgeschieden sind, wie es bei konventionellen Legierungen der Fall ist, sondern künstlich in das System eingeschlossen sind. Alle bekannten metalli­ schen Legierungen, die eine Matrix mit eingeschlossenen Par­ tikeln aufweisen, deren Eigenschaften sich wesentlich von den Matrixeigenschaften unterscheiden, sind im wesentlichen Verbundmaterialien, auch wenn sie von Natur aus bei der Her­ stellung der Legierung auftreten.

Die Eigenschaften metallischer Materialien, die durch ein Verbundsystem künstlichen oder natürlichen Ursprungs gebil­ det sind, sind folgende:

• - die Duktilität des Materials wird sowohl durch das Fließvermögen der Matrix (regelmäßig das Fließvermögen der festen Lösungsbestandteile in der Basislegierung) als auch durch die Größe sowie die Syngenese (kristalline Struktur) von intermetallischen und anderen Einschlüssen in der Ma­ trix bestimmt;
• - die Festigkeit, Hitzebeständigkeit, Zeitfestigkeit und die Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung der Materialien wird sowohl durch die Wechselwirkung zwischen den Einschlüs­ sen und der Matrix als auch durch die Verwerfungen der kri­ stallinen Gitterstruktur der Matrix unter dem Einfluß der Einschlüsse bestimmt;
• - die Härte, Verschleißfestigkeit und die tribotechni­ schen Eigenschaften des Materials werden durch die Eigen­ schaften der Einschlüsse bestimmt;
• - der Elastizitätsmodul, der lineare Ausdehnungskoeffi­ zient und das spezifische Gewicht (Dichte) des Materials werden durch eine Reihe von Eigenschaften sowohl der Matrix als auch der Einschlüsse bestimmt.

Daher sollte die Entwicklung neuer metallischer Materialien mit vorbestimmten Eigenschaftskombinationen hinsichtlich der Verarbeitbarkeit und des Betriebsverhaltens auf der Basis einer Auswahl des jeweiligen metallischen Systems, d. h. die Auswahl derjenigen Matrix und derjenigen Einschlüsse, deren Eigenschaften und Wechselwirkungen die Eingeschaften des zu­ sammengesetzten Systems insgesamt bestimmen, möglich sein.

Die Auswahl der Basis (Matrix) des metallischen Systems wird durch das erforderliche Betriebsverhalten des Materials und die Güteeigenschaften bestimmt (Stahl, Aluminium, Kupfer, Magnesium, Nickel usw.) .

Die wesentliche Schwierigkeit bei der Anwendung dieser Tech­ nologie zur Herstellung von Materialien mit metallischen Strukturen besteht in dem Einfügen von Komponenten in das Gefüge als sehr feine Partikel von Bestandteilen, die ther­ modynamisch und thermisch in der Matrix stabil sind und die Abmessungen von einigen Nanometern bis zu einigen Mikrometern aufweisen.

Bei der Produktion von natürlichen metallischen Verbundmate­ rialien, also komplexen Legierungen, wird dieses Problem durch die Ausscheidung von Partikeln (Intermetalloide) aus übersättigten festen Lösungen der Legierungsbestandteile im Basismetall infolge schnellen Abkühlens homogener Schmelzen gelöst. Die hierzu erforderliche Abkühlgeschwindigkeit kann praktisch nur bei relativ kleinen Legierungsschmelzbädern erreicht werden. In der Praxis wird eine hohe Abkühlge­ schwindigkeit durch physikalische Dispersion der Schmelze mit nachfolgender Abkühlung feiner Tropfen der Schmelze in einem Kühlmedium erreicht. Hierdurch sind kostspielige Trocknungs-, Entgasungs- und Verdichtungsverfahren notwen­ dig, um aus den Partikeln (Körnchen) Pellets zu bilden. In­ folgedessen hat das Pelletisieren als Verfahren zur Herstel­ lung neuer metallischer Legierungen keine weite Verbreitung in der Industrie gefunden.

Die Schwierigkeit beim Einbringen hochfeiner Partikel in die metallische Schmelze ist zwei Umständen zuzuschreiben. Er­ stens ist wegen des fehlenden Fließvermögens der hochfeinen Partikel, deren Durchmesser Tausende Mikrometer oder weniger beträgt, die Dosierung der Partikel beim Impfen der Schmelze sehr schwierig, manchmal gar unmöglich. Zweitens werden in­ folge von Sauerstoffeinlagerungen auf der Oberfläche der mit der Schmelze in Kontakt befindlichen Partikel Oxide des Ba­ sismetalls auf der Partikeloberfläche gebildet, so daß eine Benetzung der Partikel durch die Schmelze verhindert wird. Dieses Problem tritt insbesondere dann auf, wenn mit den Partikeln Schmelzen geimpft werden, die eine starke Neigung haben, Sauerstoff zu binden (Aluminium, Magnesium usw.). Der oben genannte Umstand wirkt sich genauso hemmend auf die Durchführung solcher Verfahren wie die direkte Modifizierung von Legierungen durch Impfen der Schmelze mit Partikel-Kri­ stallisationskernen, Legieren von Schmelzen durch Impfen mit pulverförmigen Legierungselementen, Verwendung von pulveri­ siertem Fehlguß von Legierungsmaterialien (z. B. Silizium) bei der Herstellung von Legierungen, insbesondere des Alumi­ nium-Siliziumsystems aus.

Eine der wichtigsten Besonderheiten der vorgeschlagenen Technologie und der zu deren Durchführung dienenden Vorrich­ tung ist die Möglichkeit, die Schmelze mit feinen Partikeln eines Zusatzwerkstoffs (bei der Herstellung von Verbundwerk­ stoffen) oder Strukturelementen (bei der Herstellung von Legierungen) zu impfen, wobei die Bildung der Legierungs­ struktur gemäß dem in Fig. 3 dargestellten Schema erfolgt.

Die von Atomen des Legierungselementes freie Matrix wird mit Partikeln eines ausgewählten Zusatzwerkstoffs geimpft (Fig. 3A). Wenn Gleichgewicht zwischen der Strukturkomponente (A_x, B_y) und der Lösung des Legierungselementes B in der Matrix A besteht, gehen die in der Matrix eingelagerten Partikel bei der geeigneten Temperatur unter Verringerung ihrer Größe in eine gesättigte Lösung über. Dieser Prozeß ist sehr gut steuerbar und ermöglicht die Herstellung von Legierungen mit einer Struktur und einem vorbestimmten Le­ gierungselement begrenzter Löslichkeit.

Die wichtigsten Verfahrensschritte eines Verfahrens zur Her­ stellung eines gegossenen Verbundmaterials sind in "Solidi­ fication, Structures and Properties of Cast Metal-Ceramic Particle Composites" - Rohatgi P.K., Asthana R., Das S. - Inst. Metal Rev., - 1986 - Band 31, N3 - pp. 15-139 be­ schrieben und beinhalten:

• - die Herstellung der Basisschmelze;
• - die gleichförmige Verteilung von festen Parti­ keln in einer geschmolzenen Metallmasse;
• - die Kristallisation des resultierenden Verbund­ materials.

Die im folgenden genannten Methoden sind bislang bei der Impfung einer Schmelze mit hochfeinen Partikeln verwendet worden, wie in "Cast Aluminum-Graphite Particle Composites - a Potential Engineering Material" - Rohatgi P.K., Das S., Dan T.K. - J.Inst.Eng. - März 1989 - Band 67, N2 - pp.77-83 beschrieben:

• - Maschinelles Rühren der Schmelze und der zuge­ fügten Partikel;
• - Pressen von Pellets aus pulverisiertem Matrix­ metall und Verstärkungspartikeln mit anschließen­ dem Eintauchen der Partikel in die Schmelze und maschinellem Umrühren der Schmelze;
• - Dispersion der Partikel in der Schmelze durch Ultra­ schallbestrahlung.

Die bei der Herstellung von gegossenen Verbundmetallen zu­ sammentreffenden Probleme sind sowohl auf die fehlende oder lediglich geringe Benetzbarkeit der verstärkenden Zusatzpar­ tikel durch die Matrixschmelze als auch auf die Ungleichför­ migkeit des Gußmaterials infolge der großen Dichteunter­ schiede zwischen der Matrix und dem Zusatzwerkstoff zurück­ zuführen.

Eine Erhöhung der Festigkeit der Verbindung zwischen den verstärkenden Zusatzpartikeln und der Basismetallmatrix wird durch eine Reihe von Verfahren erreicht, die in "Wetability of Graphite to Liquid Aluminum and the Effect of alloying Elements on It", Choh Takao, Kemmel Roland, Oki Takeo - "Metallkunde" - 1987 - Band 78, N4 - pp.286-290, z. B. wie folgt beschrieben werden:

• - Aufbringung metallophiler Beschichtungen auf die Oberfläche der verstärkenden Zusatzpartikel;
• - Einbringung von grenzflächenaktiven Stoffen in die Basismetallschmelze;
• - Erhöhen der Schmelzentemperatur.

Darüber hinaus ist ein Verfahren zur Herstellung von Ver­ bundwerkstoffen bekannt (Japanische Patentanmeldung Nr. 56- 1 41 960), bei der die Verwendung eines Zusatzes aus natürli­ chen Mikrohohlkugeln mit etwa 150 µm im Durchmesser, die mit verschiedenen metallischen Materialien kompatibel sind, vor­ geschlagen wird sowie Graphitpulver, TiB₂, Aluminiumni­ trid und Aluminiumoxid, geflockter oder geraspelter Graphit und Kalziummetall der Schmelze in Mengen von 0,05-5,0 Gew.-% hinzugegeben wird, um die Gleichförmigkeit der Mate­ rialien sicherzustellen.

Der wesentliche Nachteil dieses Verfahrens besteht darin, daß zur Einleitung in die Schmelze ein Element (Kalzium) notwendig ist, welches zwar im flüssigen Basismetall löslich ist, aber praktisch unlöslich in der festen Matrix und wel­ ches einen spröden eutektischen Bestandteil in der Matrix bildet. Dies führt zu verschlechterten mechanischen Eigen­ schaften der Matrix und des Verbundwerkstoffes. Darüber hin­ aus trägt die Verwendung von Mikrohohlkugeln mit dem genann­ ten Durchmesser (150 µm) als die Matrix füllender Zusatz­ werkstoff nicht zur Verbesserung der die mechanischen Eigen­ schaften kennzeichnenden absoluten Werte bei und kann ledig­ lich zu einer geringfügigen Verbesserung der spezifischen Werte führen.

Den relevanten Stand der Technik bezüglich der vorliegenden Erfindung bildet ein Verfahren zur Herstellung von Verbund­ materialien (Met.Trans., 1978, v. 9 N 3, pp.383-388), bei dem als Basismetalle für die Schmelze Mg, Al, Fe, Ni, Cr, Co verwendet werden, die mit unlöslichen Oxidpartikeln (Al₂O₃, BeO, CaO, CeO₂, TiO₂ , MgO, ThO_2, VO₂, ZrO₂), Karbiden, Boriden, Nitriden der Elemente Nb, Ta, Hf, Ti, und Zr mit einem Durchmesser von 0,01-10 µm gedopt werden. Die Partikel werden in Form von Pulver oder dünnen Fasern in die Schmelze eingegeben. Um eine gleichmäßige Verteilung der Partikel in der Schmelze sicher­ zustellen, werden die Partikel in einer Strömung von vorge­ wärmtem Inertgas (Ar, He) in die Schmelze eingegeben, wäh­ rend das Basismetall kräftig gerührt wird. Die Volumenpro­ zentanteile der Partikel können dabei in einem Bereich von 0,5-20% liegen. Ebenfalls wird ein die Grenzflächenaktivi­ tät auf den Grenzflächen zwischen den Partikeloberflächen und der Schmelze verbesserndes Element in das Metallbad ein­ gegeben. Die Eingabe von oberflächenaktivierenden Metallen (Mg, Si, Ti, Zr, V, Nb) in die Schmelze sorgt für die Bil­ dung einer metallophilen Ummantelung auf den Oxiden, die die Benetzbarkeit erheblich verbessert und dazu führt, daß es innerhalb eines Zeitraumes von 30 Minuten nicht zu Entmi­ schungen in der Schmelze kommt.

Das vorstehend beschriebene Verfahren weist die folgenden Nachteile auf:

• 1. Die Möglichkeiten der chemischen Zusammensetzung der Ma­ trixschmelze sind durch die Notwendigkeit des Hinzufü­ gens eines oberflächenaktivierenden Metalls, das in einer Vielzahl von Fällen zu einer Beeinträchtigung der technologischen und mechanischen Eigenschaften des re­ sultierenden Verbundmaterials führen kann, begrenzt.
• 2. Das Fehlen eines Umrührens im Verlaufe des Erstarrungs­ prozesses fördert, insbesondere bei einer langen Erstar­ rungszeit, die Bildung von Ablagerungen und Schichtun­ gen, woraus eine Minderung der Qualität des resultieren­ den Verbundmaterials folgt.
• 3. Die Unlöslichkeit der verstärkenden Partikel schließt die Möglichkeit aus, das Herstellungsverfahren zur Her­ stellung von Materialien zu verwenden, bei denen die Ma­ trix mit hochfeinen Partikeln solcher Elemente oder Ver­ bindungen verstärkt ist, die üblicherweise festigende Bestandteile bei der Herstellung von Materialien durch Verbindung der Kristallisation des Basismetalls mit Le­ gierungszusätzen und thermo-mechanische Nachbehandlung sind.

Der vorliegenden Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, die Qualität von Verbundmaterialien durch Erhöhung der Gleichförmigkeit der Dispersion der verstärkenden Zusatzpar­ tikel und der Bindungsfestigkeit zur Basismetallmatrix zu verbessern, sowie durch die Verwendung einer breiten Palette von keramischen Partikeln, Metallen und Intermetallen mit Karbiden, Nitriden, Boriden, Oxiden, Graphiden und Gläsern, die bislang verfügbare Anzahl von Verbundmaterialien wesent­ lich zu vergrößern.

Diese Aufgabe wird durch die Merkmale des Anspruchs 1 ge­ löst.

Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Verbund­ materialien weist folgende Verfahrensstufen auf:

• - Mitführen feinverteilter fester partikelförmiger Zusätze, z. B. aus Keramik, Metall, Intermetalloiden mit Oxiden, Bori­ den, Karbiden, Nitriden, Graphit, Glas in einem inerten Gas und
• - Ionisierung des inerten Führungsgases, um die festen Par­ tikel auf eine Temperatur zu bringen, die unterhalb der Tem­ peratur liegt, bei der die Partikel infolge des Schmelzens, der Sublimierung, oder der Dissoziierung in einen flüssigen Zustand übergehen, jedoch mehr als die Hälfte dieser Tempe­ ratur beträgt, und
• - Einblasen des ionisierten Führungsgases und der mitgeführ­ ten, aufgeheizten festen Partikel in eine geschmolzene Me­ tallmasse, wobei eine beständige Rührbewegung in der ge­ schmolzenen Metallmasse erfolgt, die ausreichend ist, um die Dispersion der hinzugefügten Partikel zur Aushärtung in einer Verbundmasse zu fördern und aufrechtzuerhalten, wäh­ rend die Rührbewegung in dem die festen Partikel enthalten­ den geschmolzenen Metall bis zum Abschluß des Erstarrungs­ vorgangs aufrechterhalten wird.

Das erfindungsgemäße Verfahren, das erfindungsgemäße Ver­ bundmaterial sowie die erfindungsgemäße Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens werden nachfolgend anhand der Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 eine Vorrichtung zur Durchführung des erfindungs­ gemäßen Verfahrens,

Fig. 2 in schematischer Darstellung die Bildung eines me­ tallurgischen Gefüges bei einer Legierung,

Fig. 3 eine von Fig. 2 abweichende Bildung einer Gefüge­ struktur,

Fig. 4A) eine Fig. 1 entsprechende Vorrichtung bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens,

Fig. 4B) eine weitere Vorrichtung bei der Durchführung einer Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens und

Fig. 5 eine weitere Vorrichtung bei der Durchführung einer weiteren Verfahrensvariante.

Bei der praktischen Durchführung der vorliegenden Erfindung kann die Basismetallschmelze aus Aluminium, Eisen, Kupfer, Magnesium, Nickel, Kobalt oder Chrom bestehen. Geeignete Ba­ sismetalle sind auch Legierungen der oben erwähnten Metalle, wobei die genannten Metalle die vorherrschenden Bestandteile bilden, sowie beispielsweise Aluminium mit einem 40%-igen (Gew.-%) Mangananteil, sowie Stähle, Gußeisen und duktile Eisenwerkstoffe. Ebenfalls geeignet als Basismetalle sind Magnesium, Kupfer, Nickel, Titan und deren Legierungen.

Die zugesetzten verstärkenden Füllpartikel sind sehr fein und weisen einen durchschnittlichen Durchmesser von 1 bis 100 µm auf. Die Partikel können aus solchen Metallen beste­ hen, die mit den Matrixbestandteilen keine chemische Verbin­ dung eingehen, sowie Silizium in Aluminium; Intermetalloide wie TiAl₃, ZrAl₃, FeAl₃, Fe₂Al₅, CrAl₇, CrAl₃, NiAl₃, Co₂Al₉, ScAl₃; Karbide wie SiC, TiC, WC, NbC, Fe₃C; Nitride wie TiN, Si₃N₄, ZrN; Boride wie TiB₂, AlB₂; Oxide wie ZrO₂, Al₂O₃, TiO₂, B₂O₃; und eben falls andere keramische Materialien, wie Saphir, Glas, Gra­ phit und Karbo-Nitride. Andere Partikelmaterialien, die bei der Dispersionsverfestigung von Metallen verwendet werden, können eingesetzt werden, vorausgesetzt, daß sie während der Verfahrensstufen des vorliegenden Verfahrens eine ausrei­ chende thermodynamische Stabilität aufweisen.

Als Mitführungs-Inertgas wird bei der vorliegenden Erfindung vorzugsweise Argon oder Helium verwendet, obwohl auch andere Inertgase eingesetzt werden können. Das Inertgas wird ioni­ siert und die mitgeführten Partikel werden im ionisierten Gas auf eine hohe Temperatur, die unterhalb der Schmelz-, Sublimations- oder Dissoziationstemperatur der Partikel liegt, aufgeheizt; je nach Fall liegt diese Temperatur bei 90% der Schmelztemperatur, der Sublimationstemperatur oder der Dissoziationstemperatur. Bei einer höheren Temperatur massieren sich die Partikel entweder zu unerwünscht großen Partikeln in der Schmelze oder es kommt zu Partikeln, die eine andere als die gewünschte Zusammensetzung aufweisen, oder es kommt zu einem erheblichen Verbrauch von Partikeln zur Erzielung der gewünschten Partikelmenge in der Schmelze. Bei Partikeltemperaturen unterhalb ungefähr 50% der Schmelztemperatur (Sublimationstemperatur oder Dissozia­ tionstemperatur) weist das resultierende Verbundprodukt nicht die Zunahme der Festigkeit, Härte und Gefügegleichför­ migkeit der dispersionsverfestigten Partikel und deren Homo­ genität auf.

Die Dauer der Temperatureinwirkung zur Partikelaufheizung wurde experimentell bestimmt, ausgehend von dem Erfordernis, einen notwendigen und ausreichenden Aktivitätsgrad für die Phasengrenzflächenaktivität zu erreichen zur Erzielung einer festen Bindung zwischen den Partikeln und dem Basismetall durch Reduktion des angelagerten Sauerstoffs von der Ober­ fläche der Partikel während des Ionenätzens und Ionen­ crackens durch die Partikel in der Strömung des geschmolze­ nen Metalls.

Die Bestimmung eines bei der Verwendung eines bestimmten Partikelmaterials geeigneten Temperaturbereichs kann anhand von in Handbüchern oder dergl. veröffentlichen Temperatur­ werten erfolgen und durch die Verwendung pyrometrischer Ge­ räte, wie beispielsweise dem von Agema mit einer Genauigkeit von ± 1°C. Gleichwohl ist es häufig sinnvoller, insbesonde­ re wenn intermetallische Partikel oder andere verwendet wer­ den und die veröffentlichten Daten nicht ohne weiteres ver­ fügbar sind, Ausgangswerte festzusetzen. Hierzu wird bei­ spielsweise vor der Herstellung der Verbundmaterialien ein Probelauf mit dem für die Aufheizstufe verwendeten Gasioni­ sierungsapparat für eine bestimmte Partikelmenge durchge­ führt, und der Gasvolumenstrom und die Verweilzeit der Par­ tikel im ionisierten Gas werden erhöht, bis zu der erforder­ lichen Temperatur, bei der die Partikel gerade beginnen zu schmelzen (zu verdampfen oder zu dissoziieren) und dann et­ was verringert, um ein Schmelzen, Verdampfen oder Dissozi­ ieren zu vermeiden. Anhand dieser Verfahrenszustände läßt sich dann die Höhe der 90% Schmelzpunkttemperatur bestim­ men. Eine Verweilzeit, die etwa der Hälfte der Verweilzeit entspricht, bei der die Partikel beginnen zu schmelzen, wird einer Temperatur in Höhe von 50% der Schmelztemperatur (50%-Schmelzpunkttemperatur) entsprechen. Die empirischen Intervalle können auf ähnliche Art und Weise auch dadurch bestimmt werden, daß der Gasvolumenstrom und die Partikelbe­ schickung des Gases entsprechend bekannter Verfahren er­ folgt.

Eine Auswahl besonders wirksamer Partikelmaterialien zur Verwendung bei der vorliegenden Erfindung ist nachfolgend in Tabelle A aufgelistet, wobei Temperaturbereiche und geeigne­ te, beispielhafte Basismetallverbindungen angegeben sind.

Tabelle A

Bei der vorliegenden Erfindung kann von etwa 0,5 Gew.-% bis hin zu 25 Gew.-% Zusatzmaterial in einem Basismetallbad mit geschmolzenem Metall aufgenommen werden, wobei das jeweilige Zusatzmaterial und die hinzugegebene Menge aufgrund allge­ mein bekannter Verfahren ermittelt wird, um eine spezielle Verbesserung oder eine besondere Kombination mechanischer Eigenschaften, z. B. Härte, Festigkeit, Duktilität, Elastizi­ tät, zu erreichen.

Die nachstehend aufgeführte Tabelle B zeigt beispielhaft den Partikelgehalt und die Basismaterialien sowie die Art der hierbei erreichten Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.

wobei den einzelnen Formelzeichen folgende Bedeutung zukommt:

R_m - Zugfestigkeit
R_0,2 - Dehnungsgrenze
E - Elastizitätsmodul
K - Rate der linearen Abnutzung
S - spezifische Dichte der Partikel in der Matrix
1,2,3 - Indizierungen für Verbundmaterial auf Aluminiumbasis, Aluminium und Aluminium mit 10% Titan

Bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung ist es we­ sentlich, daß das geschmolzene Basismetall physisch bewegt wird, beispielsweise dadurch, daß vom Beginn der Zugabe fester Partikel an bis hin zum Gießen und zur vollständigen Erstarrung des Gußmetalls ein beständiges Umrühren erfolgt. Zu Anfang des Umrührens befindet sich die Basisschmelze in einem Gußstahltiegel und eine Rührkraft, die vorzugsweise durch voneinander unabhängige Magneteinrichtungen bewirkt wird, wirkt im Basismetallbad. In diesem Verfahrensstadium können auch bekannte mechanische Rührflügelwerke eingesetzt werden. Die Rührintensität sollte in jedem Fall so kraftvoll sein, daß ein sichtbares kontinuierliches Umwälzen des Bades erfolgt, um eine gleichmäßige Dispersion der zugefügten Par­ tikel sicherzustellen. In vorbestimmten Intervallen können Proben entnommen werden. Wenn das die Partikel enthaltende Basismetallbad für den Guß vorbereitet ist, wird das Materi­ al in eine geeignete Form umgefüllt und das Umrühren des ge­ schmolzenen Materials in der Form aufrechterhalten, wobei hierfür ein Vibrationsrühren beispielsweise infolge Ultra­ schallenergie, die von außen auf die Form wirkt und Vibra­ tionen in geschmolzenem Metall verursacht, bis die vollstän­ dige Verfestigung des Metalls in der Form erfolgt ist, ge­ eignet ist. Die Anwendung von Ultraschall zur Erzielung einer physischen Bewegung im Bad sollte ausreichend stark sein, um die im Gußstahltiegel erreichte Durchmischung zu erhalten, jedoch nicht zu einer wesentlichen sichtbaren Be­ wegung der geschmolzenen Metallmasse führen.

Bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung wird der Strom ionisierten Gases mit mitgeführten Partikeln in das Basismetallbad eingeblasen, so daß die festen Partikel bis in eine Tiefe von mindestens 5 cm, das entspricht beispiels­ weise etwa 10% der Badtiefe, in das Bad eindringen.

Das beständige Umrühren während der Änderung des flüssigen Phasenanteils im Volumen von 100% zu 0%, d. h. bis hin zur völligen Verfestigung, stellt eine verfahrensmäßige Voraus­ setzung bei der vorliegenden Erfindung dar, um eine gleich­ mäßige Verteilung des verstärkenden Materials innerhalb des Matrixvolumens durch die vorangehenden Verfahrensstufen und eine Verbesserung der Benetzbarkeit der Partikel-Schmelze- Grenzflächen sicherzustellen. Ein fehlendes oder unzurei­ chendes Rühren während der Übergangsphase vom flüssigen in den festen Zustand des Verbundmaterials kann zu einer Schwä­ chung des Oberflächenkontakts zwischen der Basismetallmatrix und den Partikeln, unerwünschten Schichtungen, Ablagerungen und Ungleichmäßigkeiten im chemischen Aufbau sowie im Gefü­ geaufbau führen.

Die thermodynamische Stabilität der Partikel in der Matrix­ schmelze verhindert deren chemische Reaktion mit dem Basis­ metall und die Bildung von unerwünschten Verbindungen mit unregelmäßigen Größen und Konturen, wodurch im Gegensatz zu den bisher bekannten Verfahren, die Bildung von hochfeinen partikelverstärkten Legierungen durch Einschmelzen des Ba­ sismetalls mit nachfolgender kombinierter Kristallisation und Wärmebehandlung, und die Möglichkeit der Herstellung von Verbundmaterialien des Metall-Intermetall-Typs mit Sollwer­ ten bezüglich der Menge, Größe und Kontur der verstärkenden Phasen sichergestellt ist.

Fig. 1 zeigt einen etwa aus Graphit hergestellten Gußstahl­ tiegel 10, der ein geschmolzenes Metallbad 1 eines Matrixme­ talls, beispielsweise Aluminium, enthält, das mittels eines konventionellen magnetischen Induktors 4 umgerührt wird, um das Metallbad 1 zu bewegen, vorzugsweise entsprechend der in Fig. 1 dargestellten heftigen Drehbewegung. Der Stahl­ schmelztiegel 10 ist mit einer schützenden Abdeckung 15 ver­ sehen, in die eine langgestreckte Ionisierungskammer 2 ein­ gebaut ist. Das Inertgas, beispielsweise Argon, wird durch Leitungen 8 kontrolliert in die Ionisierungskammer 2 einge­ geben und ionisiert, um einen Plasmalichtbogen mittels be­ kannter Verfahren zu erzeugen, so daß in der Ionisierungs­ kammer 2 sehr hohe Temperaturen zwischen 8000 und 20 000°C erzeugt werden. Fein verteiltes Zusatzmaterial wird von einem Trichter 3 aufgenommen, der mit hier nicht dargestell­ ten Meßeinrichtungen versehen ist zur Gewichtsbestimmung des feinverteilten Zusatzmaterials, das über ein Rohr 16 in die Ionisierungskammer 2 eingegeben wird. Die Zusatzpartikel, die in die Ionisierungskammer 2 eintreten, werden schnell auf eine hohe Temperatur unterhalb der Temperatur, bei der die Partikel zu schmelzen beginnen, beispielsweise zwischen 50 und 90% der Schmelzpunkttemperatur der Partikel, aufge­ aufgeheizt. Die so aufgeheizten und aktivierten, in einem Strom des ionisierten Inertgases 25 mitgeführten Partikel werden durch Einblasen des Inertgases und dessen Eindringen unter die Oberfläche des Metallbades in das geschmolzene Bad 1 eingebracht. Die kontinuierliche physische Bewegung des Metallbades 1 mittels des magnetischen Induktors 4 bewirkt eine gleichförmige Dispersion der festen hitzeaktivierten Zusatzpartikel. Die Temperatur des Metallbades wird bei­ spielsweise durch hier nicht dargestellte Thermopaare gemes­ sen, um sicherzustellen, daß die Temperatur unterhalb der Temperatur liegt, bei der ein unerwünschtes Schmelzen oder eine Zersetzung der Zusatzpartikel auftritt. Die Gleichför­ migkeit der Dispersion der Zusatzpartikel im Bad wird durch Analyseproben nachgewiesen, die dem Bad in geeigneten Intervallen entnommen werden. Wenn die vorbestimmte ge­ wünschte Menge von festen Füllpartikeln in das geschmolzene Bad eingeführt worden ist, wird ein Verschluß 5 am Boden des Gußstahltiegels 10 geöffnet und ein die festen Zusatzparti­ kel enthaltendes geschmolzenes Metall 9 wird in eine Form 6, die geeigneterweise aus Stahl hergestellt sein kann, einge­ geben. Das geschmolzene Metall 9 wird in der Form verfestigt und umgibt die gleichförmig dispergierten festen Zusatzpar­ tikel. Um sicherzustellen, daß die festen Zusatzpartikel während der fortschreitenden Verfestigung gleichmäßig dis­ pergiert in der geschmolzenen Metallphase verbleiben, ist ein Ultraschallumformer 7 mit der Form 6 verbunden, so daß das geschmolzene Metall in der Form 6 durch Ultraschallvi­ brationen bewegt wird bis die gesamte geschmolzene Phase in den festen Zustand übergegangen ist.

Fig. 4A) zeigt den Gußstahltiegel 10 aus Fig. 1, der mit einem Rohr 20 zur Eingabe eines Reaktanden in die Ionisie­ rungskammer 2′ versehen ist, wobei das Eingeben des ioni­ sierten Gases 25 mit einer erhöhten Geschwindigkeit erfolgt. Hieraus ergibt sich ein tieferes Eindringen der Zusatzparti­ kel in das Metallbad. Fig. 4B) zeigt den Gußstahltiegel 10 aus Fig. 4A), wobei das ionisierte Gas und der Zusatz am Boden des Behälters eingegeben werden. Das Inertgas bildet Blasen 30, die durch die Ultraschallquelle 12 fein verteilt und zum Zerplatzen gebracht werden beim Kontakt mit der Oberfläche des oberen Bereichs des Metallbades.

Fig. 5 zeigt den Gußstahltiegel 10 aus Fig. 4B), wobei eine Ultraschallquelle 12 und die Einblasung des ionisierten Ga­ ses 25 gegenüber der mittigen Ausrichtung in Fig. 4B) ver­ setzt angeordnet sind, um die dargestellte nach oben spira­ lenförmig ausgebildete Bewegung der die Partikel enthalten­ den Blasen 30 zu erreichen.

Nachfolgend wird ein ausgewähltes Beispiel der Verfahrens­ durchführung näher erläutert.

Zur Überprüfung des erfindungsgemäßen Verfahrens wurden un­ legiertes Aluminium und Eisen sowie eine Aluminiumlegierung mit 4% Cu, 1,5% Mg, 0,5% Mn verwendet. Die genannten Ma­ terialien wurden jeweils separat als Basisschmelze für die Herstellung unterschiedlicher Verbundmaterialien verwendet. Die anfangs eingesetzten Verstärkungsmaterialien waren pul­ verisierte Siliziumkarbide mit einem Teilchendurchmesser von 5 bis 50 µm, Titanaluminium TiAl₃ mit einem Partikel­ durchmesser von 1-10 µm, und auch Titanpulver mit einem Partikeldurchmesser von 10-100 µm.

Die Tests zur Herstellung von Verbundmaterialien wurden in einer in Fig. 1 schematisch dargestellten Versuchsanlage durchgeführt. Der Gußstahltiegel 10 bestand aus Graphit und enthielt eine Matrixschmelze 1, die durch einen Strom ioni­ sierten Argons mit mitgeführten Verstärkungspartikeln ge­ impft wurde, die mittels einer konventionellen Plasmatron- Ionisierungsvorrichtung 2 auf eine vorbestimmte Temperatur aufgeheizt wurden, wobei die Plasmatron-Ionisierungsvorrich­ tung 2 mit einer Meßeinrichtung 3 verbunden war, um einen vorbestimmten Durchsatz des Pulvers durch die Ionisierungs­ vorrichtung 2 zu erreichen. Die Partikeltemperatur T_p wurde variiert und durch Erfassung der Enthalpieänderung in der Basisschmelze vor und nach dem Einblasen von Pulverpar­ tikeln überwacht. T_p wurde wie folgt berechnet:

wobei den einzelnen Formelzeichen folgende Bedeutung zu­ kommt:

R - Schmelzentemperatur nach dem Einblasen von Zu­ sätzen in °C;
T_m - Matrixtemperatur vor dem Einblasen von Zusätzen in °C;
C_m - spezifische Wärmekapazität des Matrixmetalls;
M_m - Metallmasse in kg;
C_p - spezifische Wärmekapazität der Partikel;
M_p - Partikelmasse in kg;
K_n - dimensionsloser Faktor, durch den besondere Wär­ meeffekte über die Luftkühlung der Schmelzen­ fläche während des Aufheizens infolge der Beauf­ schlagung durch einen Strom ionisierten Gases oh­ ne Einblasung von Partikeln berücksichtigt wer­ den, wobei K_n=0,05-0,06 bei einer Masse von 5 kg geschmolzenen Metalls und einem ioni­ sierten Argonfluß von 0,1 ccm/min gilt.

Das Umrühren der Mischung während des Einblasens der Zusätze wurde mittels des magnetischen Induktors 4 ausgeführt. Nach dem Einblasen vorgegebener Mengen fester Zusatzpartikel wur­ de der Verschluß 5 am Gußstahltiegel 10 entfernt und eine Mischung aus flüssigen und festen Bestandteilen floß durch die Öffnung im Boden des Gußstahltiegels 10, um eine stäh­ lerne Gußform 6 zu füllen. Es wurde eine Stahlform 6 mit einem Durchmesser von 50 mm verwendet, und die Mischung 9 aus geschmolzenem Metall und festen Partikeln wurde mittels einer Ultraschallquelle 7 umgerührt bis zur Verfestigung des Forminhalts. Der resultierende feste Guß mit einer Masse von 2,5 kg wurde heiß extrudiert. Bei der Qualitätsüberprüfung des resultierenden Verbundmaterials wurden die folgenden Parameter bestimmt:

• - chemische und strukturelle Gleichförmigkeit,
• - Größe der Verstärkungspartikel und
• - Festigkeit des Verbundmaterials.

Die chemische Ungleichförmigkeit des Verbundmaterials wurde anhand der Änderung des Gehalts der Bestandteile der Ver­ stärkungspartikel in verschiedenen Querschnitten des Gusses quer zur Gußrichtung durch Bestimmung des chemischen Un­ gleichförmigkeitsfaktors K bewertet, wobei gilt:

wobei die einzelnen Formelgrößen folgende Bedeutung haben:

C_k - Gehalt von Elementen von Verstärkungspartikeln in einem Querschnitt des Gusses in Gew.-%;
n - Anzahl der untersuchten Querschnitte;
C_max, C_min- Maximal- bzw. Minimalwert des Gehalts von Kompo­ nenten der Verstärkungspartikel in den Quer­ schnitten in Gew.-%.

Die strukturelle Ungleichförmigkeit des Materials wurde an­ hand von Änderungen der durchschnittlichen Partikelgrößen mittels des Faktors K_ave überprüft, wobei für den Faktor K_ave gilt:

wobei die einzelnen Formelgrößen die folgende Bedeutung haben:

d_i - durchschnittliche Größe des i-ten Partikels in µm;
d_max, d_min - Maximal- und Minimalgrößenwerte der analysierten Partikel;
n - Anzahl der analysierten Partikel.

Die Festigkeit wurde durch Messung der Zugfestigkeit R_m in MPa (UTS) überprüft. Die chemische Zusammensetzung wurde durch das Quantimeter ARL 72 000 mit einer Genauigkeit von 0,01% bestimmt. Die Bestimmung der Gefügecharakteristiken wurde durch das metallographische, optische Mikroskop MeF-3A mit bis zu 3000-facher Vergrößerung und dem Gefügeanalysege­ rät Omnimet 2 zur quantitativen Bestimmung von Gefügebe­ standteilen durchgeführt. Die Bestimmung der Zugfestigkeit erfolgte mit der Zugfestigkeit-Prüfmaschine UTS-100 mit einer maximalen Zugkraft von 100 KN. Die gesamte vorstehend beschriebene Ausrüstung gehört zum Stand der Technik. Tabel­ le 1 zeigt die Ergebnisse der durchgeführten Tests.

Die erzielten Werte zeigen, daß die besten Ergebnisse bei den Proben der Verbundmaterialien erreicht wurde, die in den Experimenten 6, 9, 12, 36, 42, 51, 57, 66, 69, 72 gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung von Verbundmate­ rialien auf Metallbasis erzielt wurden.

Bei einem weiteren Ausführungsbeispiel der vorliegenden Er­ findung wird das Zusatzmaterial zur Herstellung des Verbund­ materials in einer Umgebung von ionisiertem Mitführungsgas synthetisiert und die dabei erzeugten freiwerdenden Materi­ alien, die durch das reinigende ionisierte Gas abgeschirmt werden, werden in die Basismetallschmelze eingegeben, die physisch bewegt wird, etwa durch magnetische und Ultra­ schall-Verfahren, zur gleichförmigen Verteilung des synthe­ tisierten Materials in der Basismetallmatrix. Die Zusatzma­ terialien werden durch Zugabe von im wesentlichen stöchio­ metrischen Mengen der Reaktanden zur Herstellung des Zusatz­ materials synthetisiert. Beispielsweise wird zur Herstellung von Titannitrid als Zusatzmaterial Titanpulver mit einem ge­ eigneten Partikeldurchmesser von 20-50 µm in einem Nitro­ gengas in Mengenverhältnissen mitgeführt, die der folgenden Gleichung entsprechen:

2 Ti+N₂ → 2 TiN.

Die Titan-/Nitrogenmischung wird in eine Strömung von ioni­ siertem Inertgas geleitet und dem ionisierten Gas bei einer Temperatur von 2200 bis 2300°C für eine ausreichend lange Zeit ausgesetzt, um eine vollständige Reaktion zwischen dem Titan und dem Nitrogen zur Bildung von Titannitrid in dampf­ förmiger Form zu erreichen, das durch das ionisierte Inert­ gas auf die Oberfläche der Basismetallschmelze, beispiels­ weise Aluminium übertragen wird, wobei die Oberfläche der Basismetallschmelze physisch bewegt wird, um eine gleichför­ mige Dispersion des Titannitrids in kleinen diskreten Volu­ meneinheiten zu erreichen, die bei der Verfestigung im Ba­ sismetall hochfeine verstärkende Zusatzpartikel bilden.

Andere Zusatzmaterialien können auf ähnliche Art und Weise, wie nachfolgend beschrieben, synthetisiert werden:

3Si (Pulver) +2N₂ → Si₃N₄, Ti (Pulver)+3Al (Pulver) → TiAl₃.

Die Temperatur der Basismetallschmelze wird auf einer Höhe gehalten, die für eine Abschreckung der Zusatzmaterialien sorgt, so daß das synthetisierte Zusatzmaterial nicht uner­ wünscht in der Schmelze gelöst wird.

Gemäß einem weiteren Ausführungsbeispiel der Erfindung wird ein Karbonträgergas, so wie Hydrokarbon, Propan, natürliches Butangas, Methan oder Karbonmonoxid, Karbondioxid in Mi­ schung mit einer Strömung von ionisiertem Inertgas ionisiert und dissoziiert. Das Ergebnis der Karbondissoziation ist ein einatomiger elementarer Kohlenstoff, der in die Basis der Schmelze als Füllzusatz eingegeben wird. Anstelle von Sauer­ stoffträgergasen handelt es sich bei dem freigesetzten ein­ atomigen Sauerstoff um eine ionisierte Gasströmung, die zu­ sammen mit der Schmelze, beispielsweise Aluminium, reagiert, um hochfeine Zusatzpartikel aus Aluminiumoxid, Al₂O₃ in der Schmelze zu bilden.

Bei Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens unter den in Tabelle 2 aufgeführten Bedingungen und unter Verwendung der in Tabelle 2 angegebenen Materialien werden die angege­ benen Zusätze in die angegebenen geschmolzenen Metallbasis­ matrizen gegeben, um somit Verbundmaterialien mit verbesser­ ten mechanischen Eigenschaften herzustellen.

Claims (13)

1. Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials mit den folgenden Verfahrensstufen:
Mitführen von feinverteilten, festen Zusatzpartikeln in einer Inertgasströmung;
Ionisierung des Inertgases und Verwendung der durch das ionisierte Gas erzeugten Hitze zum Aufheizen der festen Partikel auf eine hohe Temperatur, die unterhalb der Temperatur, bei der die festen Partikel beginnen zu schmelzen, zu sublimieren oder zu dissoziieren, liegt, jedoch mindestens 50% der Schmelzpunkt-, Sublimations- oder Dissoziationstemperatur beträgt, und
Einblasen der Gas und mitgeführte aufgeheizte feste Par­ tikel aufweisenden Strömung in eine geschmolzene Metall­ masse, um eine Mischung von feinverteilten festen Parti­ keln und geschmolzenem Metall zu erzielen, und
anschließend Erzeugung physischer Bewegung in der Mi­ schung aus geschmolzenem Metall und festen Partikeln, um eine im wesentlichen gleichförmige Verteilung von festen Partikeln im geschmolzenen Metall zu erreichen, und
Fortführung der physischen Bewegung des geschmolzenen Metalls bis die Mischung aus feinverteilten Partikeln und Metall vollständig erstarrt ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Mischung aus geschmolzenem Metall und festen Parti­ keln anfangs von einem Gußstahltiegel (10) aufgenommen und die Bewegung mittels einer außerhalb des Stahlguß­ tiegels (10) angeordneten magnetischen Einrichtung (4) erreicht wird, und nachfolgend ein Teil der Mischung in eine Form (6) gefüllt und die Bewegung der Mischung durch eine außerhalb der Form angeordnete Ultraschall­ einrichtung (7) erreicht wird.

3. Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials, da­ durch gekennzeichnet, daß in einer Strömung von ioni­ siertem Inertgas feinverteilte feste und/oder gasförmige Reaktanden in solchen Mengenverhältnissen mitgeführt werden, um durch die Reaktion eine vorbestimmte Verbin­ dung zu erzielen, wobei die Reaktion zwischen den Reak­ tanden während der Mitführung im ionisierten Inertgas erfolgt, um ein Reaktionsprodukt zu erzeugen, das in ein geschmolzenes Metallbad eindringt, und eine physische Bewegung des Metallbads durchgeführt wird, um darin eine gleichförmige Verteilung des Reaktionsprodukts zu erzie­ len.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Basismetall aus Aluminium, Eisen, Magnesium, Kupfer, Nickel, Chrom oder Titan und das Zusatzmaterial aus che­ mischen Zwei- oder Mehr-Komponenten-Verbindungen eines Basismetalls mit anderen Metallen, wie Karbiden, Nitri­ den, Karbonitriden, Oxiden und Boriden von Metallen, be­ steht.

5. Verbundmaterial oder Legierung, gekennzeichnet durch gleichförmig verteilte Komponenten, die durch Einblasen von mittels eines ionisierten Gases aufgeheizten Zusatz­ partikeln in ein physisch bewegtes geschmolzenes Basis­ metall gebildet werden, wobei das resultierende Material kontinuierlich von dem Einblasbereich weggeführt und während der nachfolgenden Abkühlung die physische Bewe­ gung kontinuierlich fortgeführt wird.

6. Verbundmaterial oder Legierung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Basismetall aus Aluminium, Eisen, Magnesium, Kupfer, Nickel, Chrom oder Titan und das Zusatzmaterial aus Zwei- oder Mehr-Komponenten-Ver­ bindungen des Basismetalls mit anderen Metallen, wie Karbiden, Nitriden, Karbonitriden, Oxiden und Boriden von Metallen, besteht.

7. Vorrichtung zur Herstellung eines Verbundmaterials mit:

• i) einem Gußstahltiegel (10) zur Aufnahme eines ge­ schmolzenen Basismetalls;
• ii) einer Einrichtung zur Plasmaerzeugung (2), die dem Gußstahltiegel (10) benachbart angeordnet ist und zur Aufnahme einer Inertgasströmung und darin mitgeführter Zusatzpartikel sowie zur Ionisierung des Inertgases und dadurch erfolgender Aufheizung der Partikel dient;
• iii) einer Einrichtung zum Einblasen des ionisierten Gases und der aufgeheizten Partikel in den Guß­ stahltiegel (10), um ein Eindringen des ionisier­ ten Gases und der aufgeheizten Partikel in ein von dem Gußstahltiegel (10) aufgenommenes ge­ schmolzenes Metall zu ermöglichen;
• iv) einer Einrichtung (4, 12) zur kontinuierlichen Bewegung des von dem Gußstahltiegel (10) aufge­ nommenen geschmolzenen Metalls;
• v) einer Form (6) zur Aufnahme des die Zusatzparti­ kel enthaltenden geschmolzenen Metalls (9) aus dem Gußstahltiegel (10); und
• vi) einer Einrichtung (7) zur kontinuierlichen Bewe­ gung des von der Form (6) aufgenommenen geschmol­ zenen Metalls (9).

8. Vorrichtung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Gußstahltiegel (10) mit einer Abdeckung (15) verse­ hen ist und die Einrichtung (2) zum Einblasen des ioni­ sierten Gases und der aufgeheizten Partikel die Abdec­ kung (15) durchdringt.

9. Vorrichtung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Einrichtung (4) zur Bewegung des geschmolzenen Me­ talls im Gußstahltiegel (10) aus einer Magneteffekte ausnutzenden Rühreinrichtung besteht.

10. Vorrichtung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Einrichtung (7) zur Bewegung des geschmolzenen Me­ talls (9) in der Form (6) aus einer Ultraschallquelle besteht.

11. Vorrichtung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Einrichtung (2′) zum Einblasen des ionisierten Gases und der aufgeheizten Partikel den Boden des Gußstahltie­ gels (10) durchdringt.

12. Vorrichtung nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Ultraschallquelle (12) benachbart zum oberen Bereich des Gußstahltiegels (10) vorgesehen ist.

13. Vorrichtung nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Ultraschallquelle (12) und die Einrichtung (2′) zum Einblasen des ionisierten Gases und der aufgeheizten Partikel horizontal versetzt zueinander angeordnet sind, so daß das geschmolzene Metall in dem Gußstahltiegel (10) in eine rotierende Bewegung versetzt wird.