《材料合成與制備新技術(shù)》課件：第五章定向凝固

第五章定向凝固技術(shù)站長素材SC.CHINAZ.COM第五章定向凝固技術(shù)站長素材SC.CHINAZ.COM2材料制備與加工技術(shù)的發(fā)展對新材料的研發(fā)、應(yīng)用和產(chǎn)業(yè)化具有決定性作用。同時還可有效的改進(jìn)和提高傳統(tǒng)材料的使用性能。對傳統(tǒng)材料的產(chǎn)業(yè)更新和改造具有重要作用。定向凝固技術(shù)被廣泛應(yīng)用于獲得具有特殊取向的組織和優(yōu)異性能的材料。

2材料制備與加工技術(shù)的發(fā)展對新材料的研發(fā)、應(yīng)用和產(chǎn)業(yè)3定向凝固的發(fā)展歷史定向凝固基本原理定向凝固工藝應(yīng)用實(shí)例3定向凝固的發(fā)展歷史45.1定向凝固的發(fā)展歷史定向凝固過程的理論研究的出現(xiàn)是在1953年，那是Charlmers及其他的同事們在定向凝固方法考察液/固界面形態(tài)演繹的基礎(chǔ)上提出了被人們稱之為定量凝固科學(xué)的里程碑的成分過冷理論。

45.1定向凝固的發(fā)展歷史定向凝固過程5在20世紀(jì)60年代，定向凝固技術(shù)成功的應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的制備上，大幅度提高了葉片的高溫性能，使其壽命加長，從而有力地推動了航空工業(yè)發(fā)展。近20年來，不僅開發(fā)了許多先進(jìn)的定向凝固技術(shù)，同時對定向凝固理論也進(jìn)行了豐富和發(fā)展，從Charlmers等的成分過冷理論到Mullins等的固/液界面穩(wěn)定動力學(xué)理論（MS理論），人們對凝固過程有了更深刻的認(rèn)識，從而又能進(jìn)一步指導(dǎo)凝固技術(shù)的發(fā)展。5在20世紀(jì)60年代，定向凝固技術(shù)成功的應(yīng)用于航空發(fā)6隨著其他專業(yè)新理論的出現(xiàn)和日趨成熟及實(shí)驗(yàn)技術(shù)的不斷改進(jìn)，新的凝固技術(shù)也將被不斷創(chuàng)造出來。定向凝固技術(shù)必將成為新材料的制備和新加工技術(shù)的開發(fā)提供廣闊前景，也必將使凝固理論得到完善和發(fā)展。6隨著其他專業(yè)新理論的出現(xiàn)和日趨成熟及實(shí)驗(yàn)技術(shù)75.2

定向凝固基本原理定向凝固技術(shù)的基本定義定向凝固理論定向凝固技術(shù)的適用范圍75.2定向凝固基本原理定向凝固技術(shù)的基本定義8在凝固過程中采用強(qiáng)制手段，在凝固金屬和為凝固熔體中建立起特定方向的溫度梯度，從而使熔體沿著與熱流相反的方向凝固，獲得具有特定取向柱狀晶的技術(shù)。

定向凝固8在凝固過程中采用強(qiáng)制手段，在凝固金屬和為凝固熔體中建立起特9定向凝固技術(shù)的工藝參數(shù)凝固過程中固液界面前沿液相中的溫度梯度GL

固液界面向前推進(jìn)的速度RGL/R值是控制晶體長大形態(tài)的重要判據(jù)。9定向凝固技術(shù)的工藝參數(shù)凝固過程中固液界面前沿液相中的溫度梯105.2.2定向凝固理論

定向凝固技術(shù)實(shí)驗(yàn)的發(fā)展推動了凝固理論的發(fā)展和深入。Charlmers、Tiller等人在研究中發(fā)現(xiàn)在合金中液固界面前沿由于溶質(zhì)富集將會產(chǎn)生“成分過冷”導(dǎo)致平衡界面失穩(wěn)而形成胞晶核枝晶。首次提出了成分過冷理論。105.2.2定向凝固理論定向凝固技術(shù)實(shí)驗(yàn)的發(fā)展推11純金屬的凝固過程正溫度梯度下，固液界面前沿液體幾乎沒有過冷，固液界面以平面方式向前推進(jìn)，即晶體以平面方式向前生長。負(fù)的溫度梯度下，界面前方的液體強(qiáng)烈過冷，晶體以樹枝晶方式生長。1、成分過冷理論11純金屬的凝固過程正溫度梯度下，固液界面前沿液體幾乎沒有過12

成分過冷理論能成功的判定低速生長條件下無偏析特征的平面凝固，避免胞晶或枝晶的生長。

20世紀(jì)50年代Charlmers、Tiller等人首次提出單晶二元合金成分理論。

12成分過冷理論能成功的判定低速生長條件下無偏析特征13固液界面液相區(qū)內(nèi)形成成分過冷條件一是由于溶質(zhì)在固相和液相中的固溶度不同，即溶質(zhì)原子在液相中固溶度大，在固相中固溶度小，當(dāng)單向合金冷卻凝固時，溶質(zhì)原子被排擠到液相中去，在固液界面液相一側(cè)堆積著溶質(zhì)原子，形成溶質(zhì)原子的富集層。隨著離開固液界面距離增大，溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸降低。

二是在凝固過程中，由于外界冷卻作用，在固液界面固相一側(cè)不同位置上的實(shí)際溫度不同，外界冷卻能力強(qiáng)，實(shí)際溫度低；相反實(shí)際溫度高。如果在固液界面液相一側(cè)，溶液中的實(shí)際溫度低于平衡時液相線溫度，出現(xiàn)過冷現(xiàn)象。13固液界面液相區(qū)內(nèi)形成成分過冷條件一是由于溶質(zhì)在固14

在此基礎(chǔ)上，Charlmers、Tiller等人首次提出了著名的“成分過冷”判據(jù)：

式中：GL為液固界面前沿液相溫度梯度（K/mm）；V為界面生長速度（mm/s）；mL為液相線斜率；C0為合金平均成分；k0為平衡溶質(zhì)分配系數(shù)；DL為液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；ΔT0為平衡結(jié)晶溫度間隔。14在此基礎(chǔ)上，Charlmers、Till15圖5.1成分過冷15圖5.1成分過冷16據(jù)此，可以得到平衡界面生長的臨界速度。式中，△T0=mLC0(k0-1)，△T0是合金平衡結(jié)晶溫度間隔。16據(jù)此，可以得到平衡界面生長的臨界速度。式中，△T0=mL17

在晶體生長過程中，當(dāng)不存在成分過冷時，如果在平直的固液界面上由于不穩(wěn)定因素擾動產(chǎn)生凸起，也會由于過熱的環(huán)境將其熔化而繼續(xù)保持平面界面。而當(dāng)界面前沿存在成分過冷時，界面前沿由于不穩(wěn)定因素而形成的凸起會因?yàn)樘幱谶^冷區(qū)而發(fā)展，平界面失穩(wěn)，導(dǎo)致樹枝晶的形成。17在晶體生長過程中，當(dāng)不存在成分過冷時，如18

成分過冷理論提供了判斷液固界面穩(wěn)定性的第一個簡明而適用的判據(jù)，對平界面穩(wěn)定性，甚至胞晶和枝晶形態(tài)穩(wěn)定性都能夠很好地做出定性地解釋。

18成分過冷理論提供了判斷液固界面穩(wěn)定性的第一19但是這一判據(jù)本身還有一些矛盾，如：

成分過冷理論把平衡熱力學(xué)應(yīng)用到非平衡動力學(xué)過程中，必然帶有很大的近似性;

隨著快速凝固新領(lǐng)域的出現(xiàn)，上述理論已不能適用。

在固液界面上引入局部的曲率變化要增加系統(tǒng)的自由能，這一點(diǎn)在成分過冷理論中被忽略了；

成分過冷理論沒有說明界面形態(tài)的改變機(jī)制。19但是這一判據(jù)本身還有一些矛盾，如：成分過冷理論202、絕對穩(wěn)定性理論MullniS和skeerka鑒于成分過冷理論存在不足，提出一個考慮溶質(zhì)濃度場和溫度場、固液界面能以及界面動力學(xué)的絕對穩(wěn)定理論(MS理論)。對于平界面生長，Ms理論可表示為：202、絕對穩(wěn)定性理論MullniS和ske21式中，21式中，222223

其中，αL、αS分別是液固相的熱擴(kuò)散系數(shù)，KL、KS分別是液固相的導(dǎo)熱系數(shù)，GL、GS是液固相溫度梯度，Γ為Gibbs-Thompson系數(shù)，LV為凝固潛熱，ω為幾何干擾頻率，ε為擾動振幅，σ的符號就決定了平界面是否穩(wěn)定。在上式中，右端的分母恒為正值，因而臨界穩(wěn)定性條件實(shí)際上取決于分子的符號。23其中，αL、αS分別是液固相的熱擴(kuò)散系數(shù)，KL、24由于通常凝固條件下，金屬中的熱擴(kuò)散長度遠(yuǎn)大于空間擾動波長，上式中的分子可簡化為：

式中24由于通常凝固條件下，金屬中的熱擴(kuò)散長度遠(yuǎn)25

表達(dá)式中三個項分別代表了溫度梯度、界面能、溶質(zhì)邊界層這三方面的因素對界面穩(wěn)定性的貢獻(xiàn)，其中界面能的作用總是使界面趨于穩(wěn)定，溶質(zhì)邊界層的存在總是使界面趨于失穩(wěn)，而溫度梯度對穩(wěn)定性的作用則取決于梯度的方向。25表達(dá)式中三個項分別代表了溫度梯度、界面能、26

由此可見，MS理論實(shí)際上擴(kuò)展了“成分過冷”理論對界面穩(wěn)定性的分析，在低速端，如果忽略界面張力效應(yīng)，固液相熱物性差異，溶質(zhì)沿界面擴(kuò)散效應(yīng)及結(jié)晶潛熱等因素，MS理論就回到了“成分過冷”理論。

26由此可見，MS理論實(shí)際上擴(kuò)展了“成分過冷27而在高速端，MS理論則預(yù)言了高速絕對穩(wěn)定性這一全新的現(xiàn)象，并可以給出產(chǎn)生這種絕對穩(wěn)定性的臨界條件：式中為非平衡液固相線溫差為非平衡修正后的溶質(zhì)分配系數(shù)27而在高速端，MS理論則預(yù)言了高速絕對穩(wěn)定28此外，黃衛(wèi)東等通過對MS理論的進(jìn)一步分析，發(fā)現(xiàn)還存在高梯度絕對性現(xiàn)象，并給出了高梯度絕對穩(wěn)定性實(shí)現(xiàn)的臨界條件：MS理論是一個線性理論，而凝固過程是一個復(fù)雜的非線性問題，因此嚴(yán)格的穩(wěn)定性判據(jù)應(yīng)由非線性動力學(xué)分析給出。但由于非線性問題非常復(fù)雜，目前，還只能進(jìn)行弱非線性動力學(xué)分析。28此外，黃衛(wèi)東等通過對MS理論的進(jìn)一步分析291970年，Wollkind和Segel首先對凝固界面穩(wěn)定性進(jìn)行了弱非線性動力學(xué)分析，提出了一個弱非線性動力學(xué)模型：式中為k階擾動振幅是線性穩(wěn)定性參數(shù)，表達(dá)式由MS理論給出291970年，Wollkind和Segel30按照MS理論，a0=0為平胞轉(zhuǎn)變分叉點(diǎn)，即當(dāng)a0<0時，界面是穩(wěn)定的；而當(dāng)a0>0時，平界面失穩(wěn)成為胞狀結(jié)構(gòu)。但由上式可知，界面形態(tài)的穩(wěn)定性還取決于a1的性質(zhì)，當(dāng)a1<0時，平胞轉(zhuǎn)變具有亞臨界分叉性質(zhì)，這時，即使a0<0，當(dāng)存在足夠大振幅的擾動，平界面將失去穩(wěn)定。

而且對于a0>0，不存在從平界面到無限小振幅的連續(xù)轉(zhuǎn)變。當(dāng)a1>0時，平胞轉(zhuǎn)變具有超臨界分叉性質(zhì)，這時只有當(dāng)a0>0時才能發(fā)生平界面的失穩(wěn)，并且出現(xiàn)從平界面到無限小振幅的連續(xù)轉(zhuǎn)變。

30按照MS理論，a0=0為平胞轉(zhuǎn)變分叉點(diǎn)，316.2.3定向凝固技術(shù)的適用范圍應(yīng)用定向凝固方法，得到單方向生長的柱狀晶，甚至單晶，不產(chǎn)生橫向晶界，較大提高了材料的單向力學(xué)性能，熱強(qiáng)性能也有了進(jìn)一步提高，因此，定向凝固技術(shù)已成為富有生命力的工業(yè)生產(chǎn)手段，應(yīng)用也日益廣泛。

316.2.3定向凝固技術(shù)的適用范圍應(yīng)用定321.單晶生長晶體生長的研究內(nèi)容之一是制備成分準(zhǔn)確，盡可能無雜質(zhì)，無缺陷（包括晶體缺陷）的單晶體。晶體是人們認(rèn)識固體的基礎(chǔ)。定向凝固是制備單晶最有效的方法。為了得到高質(zhì)量的單晶體，首先要在金屬熔體中形成一個單晶核：可引入粒晶成自發(fā)形核，而在晶核和熔體界面不斷生長出單晶體。321.單晶生長晶體生長的研究內(nèi)容之一是制備成分準(zhǔn)確33單晶在生長過程中絕對要避免固—液界面不穩(wěn)定而生出晶胞或柱晶。故而固—液界面前沿不允許有溫度過冷或成分過冷。固液界面前沿的熔體應(yīng)處于過熱狀態(tài)，結(jié)晶過程的潛熱只能通過生長著的晶體導(dǎo)出。定向凝固滿足上述熱傳輸?shù)囊?，只要恰?dāng)?shù)目刂乒獭航缑媲把厝垠w的溫度和速率，是可以得到高質(zhì)量的單晶體的。33單晶在生長過程中絕對要避免固—液界面不穩(wěn)342.柱狀晶生長柱狀晶包括柱狀樹枝晶和胞狀柱晶。通常采用定向凝固工藝，使晶體有控制的向著與熱流方向相反的方向生長。共晶體取向?yàn)樘囟ㄎ幌?，并且大部分柱晶貫穿整個鑄件。這種柱晶組織大量用于高溫合金和磁性合金的鑄件上。

342.柱狀晶生長柱狀晶包括柱狀樹枝晶和胞狀35定向凝固柱狀晶鑄件與用普通方法得到的鑄件相比，前者可以減少偏析、疏松等，而且形成了取向平行于主應(yīng)力軸的晶粒，基本上消除了垂直應(yīng)力軸的橫向晶界，是航空發(fā)動機(jī)葉片的力學(xué)性能有了新的飛躍。另外，對面心立方晶體的磁性材料，如鐵等，當(dāng)鑄態(tài)柱晶沿晶向取向時，因與磁化方向一致，而大大改善其磁性。

35定向凝固柱狀晶鑄件與用普通方法得到的鑄件36獲得定向凝固柱狀晶的基本條件是：合金凝固時熱流方向必須是定向的。在固—液界面應(yīng)有足夠高的溫度梯度，避免在凝固界面的前沿出現(xiàn)成分過冷或外來核心，使徑向橫向生長受到限制。另外，還應(yīng)該保證定向散熱，絕對避免側(cè)面型壁生核長大，長出橫向新晶體。

因此，要盡量抑制液態(tài)合金的形核能力。提高液態(tài)金屬的純潔度，減少氧化、吸氣形成的雜質(zhì)的污染是用來抑制形核能力的有效措施。但是，對于某些合金系，常規(guī)化學(xué)組成中含有很多雜質(zhì)，以致即使采用很高的GL/R比值，都不足以使液體合金的形核得到抑制。

36獲得定向凝固柱狀晶的基本條件是：合金凝固時熱流方37除了凈化合金液外，還可采用添加適當(dāng)?shù)暮辖鹪鼗蛱砑游铮剐魏藙┦?。晶體長大的速度與晶向有關(guān)。在具有一定拉出速度的鑄型中形成的溫度梯度場內(nèi)，取向晶體競相生長，在生長過程中抑制了大部分晶體的生長，保留了與流方向大體平行的單一取向的柱晶繼續(xù)生長，有的直至鑄件頂部。在柱狀晶生長過程中，只有在高的GL/R比值條件下，柱晶的實(shí)際生長方向和柱晶的理論生長方向才越接近，否則，晶體生長會偏離軸向排列方向。37除了凈化合金液外，還可采用添加適當(dāng)?shù)暮辖?8采用高速凝固法定向凝固可以保證柱晶的取向分散度較小。柱晶材料使用于特定的受力條件，當(dāng)主應(yīng)力方向與柱晶生長方向一致時，才能最大限度的顯示柱晶力學(xué)性能上的優(yōu)越性。衡量柱晶組織的標(biāo)志，除了取向分散度外，還有枝晶臂間距和晶粒的大小。

隨著晶粒和枝晶臂間距變小，力學(xué)性能提高。GL/R值決定著合金凝固時組織的形貌，GL/R值又影響著各組成的尺寸大小。由于在很大程度上受到設(shè)備條件的限制，因此，凝固速度R就成為控制柱晶組織的主要參數(shù)。38采用高速凝固法定向凝固可以保證柱晶的取向分散度較393.高溫合金制備

高溫合金是現(xiàn)在航空燃?xì)鉁u輪.艦船燃?xì)廨啓C(jī)、地面和火箭發(fā)動機(jī)的重要金屬材料，在先進(jìn)大航空發(fā)動機(jī)中，高溫合金的用量占40%—60%，因此這種材料被喻為燃?xì)廨喌男呐K。

高溫合金393.高溫合金制備高溫合金是現(xiàn)在航空燃?xì)?0采用定向凝固技術(shù)生產(chǎn)的高溫合金基本上消除了垂直于應(yīng)力軸的橫向晶界，并以其獨(dú)特的平行于零件主應(yīng)力軸擇優(yōu)生長的柱晶組織以及有意的力學(xué)性能而獲得長足的發(fā)展。MAR—M200中溫性能尤其是中溫塑性很低，作為渦輪葉片在工作中常發(fā)生無預(yù)兆的斷裂。40采用定向凝固技術(shù)生產(chǎn)的高溫合金基本上消除了垂直于41

在MAR—M200基礎(chǔ)上研究成功的定向凝固高溫合金PWA1422不僅具有良好的中高溫蠕變斷裂強(qiáng)度和塑性,而且具有比原合金高5倍的熱疲勞性能，在先進(jìn)航空航天發(fā)動機(jī)上獲得廣泛的應(yīng)用。在激光超高溫度梯度定向凝固條件下，超高溫梯度和較快凝固速度共同作用，使鎳基高溫合金高度細(xì)化，同常規(guī)凝固相比，組織細(xì)化36倍，而且得到了新穎的超細(xì)胞狀晶組織，該組織是鎳基合金的定向凝固組織，組織的微觀偏析大大得到改善，甚至消除。41在MAR—M200基礎(chǔ)上研究成功的定向凝固高溫合42在定向凝固的合金基礎(chǔ)上發(fā)展出的完全消除晶界和晶界元素的單晶高溫合金，熱強(qiáng)性能有了進(jìn)一步的提高。采用高梯度定向凝固技術(shù)，在較高的冷卻速率下，可以得到具有超細(xì)枝晶組織的單晶高溫合金材料。定向凝固技術(shù)促進(jìn)了航空等領(lǐng)域的發(fā)展，目前幾乎所有現(xiàn)金航空發(fā)動機(jī)都采用單晶葉片為特色，第三代的單晶合金制造的渦輪葉片，工作溫度可達(dá)1240℃。另外，新的單晶合金成分中Re的加入以及Hf、Y、La、Ru等元素的合理應(yīng)用使合金的持久性能和抗環(huán)境性能有明顯提高。

42在定向凝固的合金基礎(chǔ)上發(fā)展出的完全消除晶界和晶界434.磁性材料的制備磁性材料是古老而年輕的功能材料，指具有可利用的磁學(xué)性質(zhì)的材料。深過冷快速凝固是目前國內(nèi)外制備塊體納米磁性材料的研究熱點(diǎn)，采用該工藝可先制備出大塊磁性非晶，再將其進(jìn)行退貨熱處理而獲得納米磁性材料，也可直接將整塊金屬進(jìn)行晶粒細(xì)化至納米級獲得納米磁性材料。

磁性材料434.磁性材料的制備磁性材料是古老而年輕的功能材料，指具有44深過冷快速凝固方法所制備塊體納米材料的厚度及平均晶粒尺寸在很大程度上時由合金成分以及液態(tài)金屬獲得的過冷度決定的。張振忠等采用深過冷水淬方法直接制備出了式樣直徑為16mm、平均晶粒尺寸小于120nm的Fe76B12Si12合金塊體納米軟磁材料，其磁耗損PFF400和PFF1000僅為普通硅鋼片的45.3%和69%。

44深過冷快速凝固方法所制備塊體納米材料的厚度及平均455.高溫超導(dǎo)體材料的制備

YBCO高溫超導(dǎo)體由于具有高溫臨界電流密度和低的導(dǎo)熱率，是做電線的潛在材料。如果要在SMES等方面有廣泛的應(yīng)用，為了減少熱泄露，并且在磁場中具有高臨界電流密度，那么就必須需要大尺寸的電線。高溫超導(dǎo)體材料455.高溫超導(dǎo)體材料的制備YBCO高溫超導(dǎo)體由于具46有學(xué)者研究了在不同體積分?jǐn)?shù)時的jc-B特性和沿長度方向Y211相晶粒組織，他們發(fā)現(xiàn)在YBCO超導(dǎo)棒條體的中間段jc-B特性最優(yōu)，并用此部位的棒條體做成電線，在ab面平行于所在磁場方向處，當(dāng)溫度為77K，磁場強(qiáng)度為3T時，其臨界電流為380A。

46有學(xué)者研究了在不同體積分?jǐn)?shù)時的jc-B特476.功能材料的制備壓電陶瓷和稀土超磁致伸縮材料在換能器、傳感器和電子器件等方便都有廣泛的應(yīng)用。定向凝固技術(shù)在制備這兩種功能材料中也得到了應(yīng)用。中國科學(xué)院上海硅酸鹽研究所高性能陶瓷和超微結(jié)構(gòu)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室曾用定向凝固技術(shù)制備了擇優(yōu)方向?yàn)閇111]、晶粒為柱狀的PMN-0.35PT定向陶瓷和擇優(yōu)方向?yàn)閇011]，[001]的定向陶瓷。476.功能材料的制備壓電陶瓷和稀土超磁致伸48最近又用定向凝固方法制備了擇優(yōu)方向?yàn)閇112]的PMN-0.30PT高性能定向壓電陶瓷，它的壓電常熟遠(yuǎn)大于PZT陶瓷，達(dá)到1500pC/N以上，耦合系數(shù)Kt為0.51，k33達(dá)0.82，22kV/cm時的場致應(yīng)變達(dá)到了0.23%。片狀樣品的XRD結(jié)果如圖5.3。

48最近又用定向凝固方法制備了擇優(yōu)方向?yàn)閇149圖5.3PMN-0.30PT定向壓電陶瓷的XRD圖譜

49圖5.3PMN-0.30PT定向壓電陶瓷的XRD圖譜50由圖5.3可看出，晶粒生長方向主要為[112],其次為[011]，此外還有少量（001）、（111）、（003）面的衍射。按照Lotgering計算方法，所得到陶瓷沿[112]方向的取向度約為35%。他們認(rèn)為定向凝固技術(shù)可望成為之額比高性能PMN-PT定壓壓電陶瓷的有前景的技術(shù)。50由圖5.3可看出，晶粒生長方向主要為[1517.復(fù)合材料的制備

定向凝固技術(shù)也是一種制備復(fù)合材料的重要手段。西北工業(yè)大學(xué)在自制的具有高真空、高溫度梯度、寬抽拉速度等特點(diǎn)的定向凝固設(shè)備上制備出自生Cu-Cr復(fù)合材料棒；研究發(fā)現(xiàn)：Cu-Cr自生復(fù)合材料的定向凝固組織是由α基體相和分布于α相間的纖維狀共晶復(fù)合組成。

隨著凝固速度的增加，各組織生長定向性變好且徑向尺寸均得到細(xì)化。致密、均勻、規(guī)整排列的組織減少了橫向晶界、微觀組織中α基體相起導(dǎo)電作用，纖維狀共晶體起增強(qiáng)作用。Cu-Cr自生復(fù)合材料的強(qiáng)度、塑性、導(dǎo)電性均高于凝固試樣，復(fù)合材料綜合性能得到提高。517.復(fù)合材料的制備定向凝固技術(shù)也是一種制52

美國NASAGlenn研究中心用移動區(qū)域激光加熱方法研究了定向凝固Al2O3/ZrO2(Y2O3)復(fù)合材料的效果，結(jié)果表明：Al2O3/ZrO2(Y2O3)復(fù)合材料具有低的界面能，并且增強(qiáng)相與基體能形成強(qiáng)而穩(wěn)定的結(jié)合。52美國NASAGlenn研究中心用移動區(qū)域激光538.多孔材料的制備

日本學(xué)者用定向凝固技術(shù)制備了藕狀多孔銅材料和硅材料，在材料中孔都是長而直的。圖5.4和圖5.5分別是多孔銅材料和硅材料的光學(xué)顯微圖。他們研究了制備的多孔材料氣孔率、氣孔大小及分布與性能關(guān)系，認(rèn)為多孔材料在許多新的領(lǐng)域有應(yīng)用前景。多孔材料538.多孔材料的制備日本學(xué)者用定向凝固技術(shù)制備了藕54圖5.4多孔銅材料的光學(xué)圖譜

54圖5.4多孔銅材料的光學(xué)圖譜5555569.單晶連鑄坯的制備

OCC技術(shù)主要要應(yīng)用在單晶材料、復(fù)雜截面薄壁型材及其他工藝難以加工的合金連鑄型材。OCC技術(shù)制備的金屬單晶材料表面異常光潔，又沒有晶界和各種鑄造缺陷，具有優(yōu)異的變形加工性能，可拉制成極細(xì)的絲和壓延成極薄的箔。單晶連鑄坯569.單晶連鑄坯的制備OCC技術(shù)主要要應(yīng)用在單晶57

西北工業(yè)大學(xué)在OCC的技術(shù)基礎(chǔ)上將定向凝固、高梯度與連續(xù)鑄造結(jié)合起來制備出準(zhǔn)無限長的銅單晶，為高頻、超高頻信號的高清晰、高保真?zhèn)鬏斕峁┝岁P(guān)鍵技術(shù)。圖5.6是連鑄單晶的樣件。與多晶相比，其塑性大幅度提高，電阻率降低38%。而且他們用純度99.9%銅鎖獲的單晶的相對導(dǎo)電率優(yōu)于日本用純度99.9999%的性能。圖5.6銅單晶樣品

57西北工業(yè)大學(xué)在OCC的技術(shù)基礎(chǔ)上將定向凝固、58從定向凝固技術(shù)的發(fā)展過程可以看出，隨著其它專業(yè)新理論的出現(xiàn)和日趨成熟，實(shí)驗(yàn)技術(shù)的改進(jìn)和人們的不斷努力通過尋找新的熱源貨加熱方式、借鑒快速凝固的技術(shù)以及使用外加作用力等都有可能創(chuàng)造出新的定向凝固技術(shù)。同時，定向凝固技術(shù)必將為新材料的制備和新加工技術(shù)的發(fā)展提供廣闊的前景，也必將是凝固理論得到完善和發(fā)展。展望58從定向凝固技術(shù)的發(fā)展過程可以看出，隨著其596.3定向凝固工藝定向凝固理論定向凝固過程的生產(chǎn)設(shè)備定向凝固過程的參數(shù)定向凝固織構(gòu)中的晶體學(xué)條件相變中的織構(gòu)演變596.3定向凝固工藝定向凝固理論606.3.1定向凝固理論定向凝固方法制備材料時，各種熱流能夠被及時的導(dǎo)出是定向凝固過程得以實(shí)現(xiàn)的關(guān)鍵，也是凝固過程成敗的關(guān)鍵。伴隨著熱流控制（不同的加熱、冷卻方式）技術(shù)的發(fā)展。定向凝固經(jīng)歷了由傳統(tǒng)定向凝固向新型定向凝固技術(shù)的轉(zhuǎn)變。606.3.1定向凝固理論定向凝固方法制備611.傳統(tǒng)定向凝固技術(shù)傳統(tǒng)定向凝固技術(shù)發(fā)熱劑法功率降低法高速凝固法液態(tài)金屬冷卻法流態(tài)床冷卻法611.傳統(tǒng)定向凝固技術(shù)傳統(tǒng)發(fā)熱劑法功率高速液態(tài)流態(tài)床62（1）發(fā)熱劑法發(fā)熱劑法是定向凝固技術(shù)發(fā)展的起始階段，是最原始的一種。是將鑄型預(yù)熱到一定溫度后迅速放到激冷板上并立即進(jìn)行澆注，冒口上方覆蓋發(fā)熱劑，激冷板下方噴水冷卻，從而在金屬液和已凝固金屬中建立起一個自下而上的溫度梯度，實(shí)現(xiàn)定向凝固。也有采用發(fā)熱鑄型的，鑄型不預(yù)熱，而是將發(fā)熱材料填充在鑄型壁四周，底部采用噴水冷卻。這種方法由于所能獲得的溫度梯度不大，并且很難控制，致使凝固組織粗大，鑄件性能差，因此該法不適于大型、優(yōu)質(zhì)逐漸的生產(chǎn)。但其工藝簡單、成本低，可用于制造小批量零件。

62（1）發(fā)熱劑法發(fā)熱劑法是定向凝固技術(shù)發(fā)展的起始階63（2）功率降低法（PD法）在這種工藝過程中，鑄型加熱感應(yīng)圈分兩段，鑄件在凝固過程中不移動，其底部采用水冷激冷板。當(dāng)模殼內(nèi)建立起所要求的溫度場時，鑄入過熱的合金液，切斷下不電源，上部繼續(xù)加熱，通過調(diào)節(jié)上部感應(yīng)圈的功率，使之產(chǎn)生一個軸向的溫度梯度，以此控制晶體生長。

該工藝可以根據(jù)預(yù)定的冷卻曲線來控制凝固速率，可以獲得較大的冷卻速率。但是在凝固過程中溫度梯度是逐漸減小的，致使所能允許獲得的柱狀晶區(qū)較短，且組織也不夠理想。加之設(shè)備相對復(fù)雜，且能耗大，限制了該法的應(yīng)用。

63（2）功率降低法（PD法）在這種工藝過程中64（3）快速凝固法（HRS）快速凝固法是對功率降低法的進(jìn)一步改進(jìn)，是在借鑒Brindgman晶體生長技術(shù)特點(diǎn)的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的。它與功率降低法的主要區(qū)別是：鑄型加熱器始終被加熱，凝固是鑄件與加熱器相對移動。

另外，在熱區(qū)底部使用輻射擋板和水冷套，從而在擋板附近產(chǎn)生較大的溫度梯度。其主要特點(diǎn)是：鑄型以一定速度從爐中一處，或者爐子以一定速度移離鑄件，并采用空冷方式。

64（3）快速凝固法（HRS）快速凝固法是對功率降低65（4）液態(tài)金屬冷卻法（LMC法）為了獲得更高的溫度梯度和生長速度，在HRS法的基礎(chǔ)上，發(fā)展了液態(tài)金屬冷卻法。當(dāng)合金液澆入鑄型后，按選擇的速度將鑄件拉出爐體浸入金屬浴。液態(tài)金屬冷卻劑要求熔點(diǎn)低、沸點(diǎn)高、熱容量大和導(dǎo)熱性能好。通常的液態(tài)金屬有Ga-In合金和Ga-In-Sn合金。二者熔點(diǎn)低但價格昂貴，因此只適用于在實(shí)驗(yàn)室條件下使用。由于液態(tài)金屬與已凝固界面之間換熱系數(shù)很大，這種方法加大了鑄件冷卻速度和凝固過程中的溫度梯度，而且在較大的生長速度范圍內(nèi)可使界面前沿溫度梯度保持穩(wěn)定，使結(jié)晶在相對穩(wěn)定的條件下進(jìn)行，得到長的單向柱晶。65（4）液態(tài)金屬冷卻法（LMC法）為了獲得更高的溫66（5）流態(tài)床冷卻法（FBQ法）

Nakagawa等首先用流態(tài)床法來獲得很高的GL，進(jìn)行定向凝固。用流態(tài)化的150號ZrO2粉作為冷卻介質(zhì)。Ar氣用量大于4000cm3/min，冷卻介質(zhì)溫度保持在100-120℃。在相同條件下，液態(tài)金屬冷卻法的溫度梯度為100-300℃/cm，而流態(tài)床冷卻法為100-200℃/cm，F(xiàn)BQ法基本可以得到也太金屬冷卻法那樣高的溫度梯度。

66（5）流態(tài)床冷卻法（FBQ法）Nakaga672.新型定向凝固技術(shù)超高溫度梯度定向凝固（ZMLMC）電磁約束成形定向凝固（DSEMS）深過冷定向凝固激光超高溫梯度快速凝固技術(shù)（LRM）連續(xù)定向凝固技術(shù)（OCC法）

672.新型定向凝固技術(shù)超高溫度梯度定向凝固（ZMLMC）68超高溫度梯度定向凝固（ZMLMC）

加熱和冷卻是定向凝固過程的兩個基本環(huán)節(jié)，對固液界面前沿溫度梯度具有決定性的影響。西北工業(yè)大學(xué)李建國等人通過改變加熱方式，在液態(tài)金屬冷卻法（LMC法）的基礎(chǔ)上發(fā)展的一種新型定向凝固技術(shù)—區(qū)域熔化液態(tài)金屬冷卻法，即ZMLMC法。

68超高溫度梯度定向凝固（ZMLMC）加熱和冷卻是定691.試樣2.感應(yīng)圈3.隔熱板4.冷卻水5.液態(tài)金屬6.拉錠機(jī)構(gòu)7.熔區(qū)8.坩堝圖5.8超高溫度梯度定向凝固裝置圖691.試樣2.感應(yīng)圈3.隔熱板4.冷卻水70電磁約束成形定向凝固（DSEMS）在ZMLMC法基礎(chǔ)上，凝固劑屬國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室提出并探索研究了近十年的電磁約束成形定向凝固技術(shù)。該技術(shù)是將電磁約束成型技術(shù)與定向凝固技術(shù)相結(jié)合而產(chǎn)生的一種新型定向凝固技術(shù)。利用電磁感應(yīng)加熱熔化感應(yīng)器內(nèi)的金屬材料，并利用在金屬熔體部分產(chǎn)生的電磁壓力來約束已熔化的金屬熔體成形，獲得特定形狀鑄件的無坩堝熔煉、無鑄型、無污染定向凝固成形。由于電磁約束成形定向凝固取消了粗厚、導(dǎo)熱性能查的陶瓷模殼、實(shí)現(xiàn)無接觸鑄造，使冷卻介質(zhì)可以直接作用于金屬鑄件上，可獲得更大的溫度梯度，用于生產(chǎn)無（少）偏析、組織超細(xì)化、無污染的高純難熔金屬及合金，具有廣闊的應(yīng)用前景。70電磁約束成形定向凝固（DSEMS）在ZMLMC法71深過冷定向凝固

ZMLMC法的一個顯著特點(diǎn)是通過提高溫度梯度，擴(kuò)大所允許的抽拉速率，從而達(dá)到亞快速凝固水平，實(shí)現(xiàn)組織超細(xì)化。但是單純采用強(qiáng)制加熱的方法增大溫度梯度來提高凝固速率，人不能獲得很大的冷卻速率，因?yàn)榇藭r要求散發(fā)的熱量更多了，一般來說采用這樣的技術(shù)很難實(shí)現(xiàn)快速凝固。1981年，Lux等在動力學(xué)過冷熔體定向凝固方面開展了有益的探索，通過改進(jìn)冷卻條件獲得了近100K的動力學(xué)過冷度，并施加很小的溫度梯度，最終得到直徑21mm,長70-80mm的MAR-M-200高溫合金定向凝固試樣。71深過冷定向凝固ZMLMC法的一個顯著特點(diǎn)是通72圖5.9深過冷定向凝固實(shí)驗(yàn)過程的實(shí)驗(yàn)原理圖

過冷容器中的定向凝固是由1981年B-Lux等首先提出的。西北工業(yè)大學(xué)采用玻璃凈化和過熱相結(jié)合的凈化方法，獲得合金熔體的熱力學(xué)深過冷，并利用過冷度的遺傳性，將熔體深過冷與定向凝固相結(jié)合，使熔體在固液界面前沿相中溫度梯度GL﹤0的條件下凝固。他們稱之為深過冷定向凝固（SDS），整個實(shí)驗(yàn)過程的原理簡圖如圖5.9所示。

72圖5.9深過冷定向凝固實(shí)驗(yàn)過程的實(shí)驗(yàn)原理圖過73激光超高溫梯度快速凝固技術(shù)（LRM）

在激光表面快速熔凝時，凝固界面的溫度梯度可高達(dá)5×104K/cm，凝固速度高達(dá)數(shù)米每秒。但一般的激光表面熔凝過程并不是定向凝固，因?yàn)槿鄢貎?nèi)部局部溫度梯度和凝固速度是不斷變化的，且兩者都不能獨(dú)立控制；同時，凝固組織是從集體外延生長的，界面上不同位置生長方向也不相同。利用激光表面熔凝技術(shù)實(shí)現(xiàn)超高溫度梯度快速定向凝固的關(guān)鍵在于：在激光熔池內(nèi)獲得與激光掃描速度方向一致的溫度梯度。根據(jù)合金凝固特性選擇適當(dāng)?shù)募す饧す夤に噮?shù)以獲得胞晶組織，現(xiàn)在激光超高溫度梯度快速定向凝固還處于探索性試驗(yàn)階段。73激光超高溫梯度快速凝固技術(shù)（LRM）在激光表面快74連續(xù)定向凝固技術(shù)（OCC法）

連續(xù)定向凝固的思想首先是由日本的大野篤美提出的。上世紀(jì)60年代末，大野篤美在研究Chalmers提出的等軸晶“結(jié)晶游離”理論時，證實(shí)了等軸晶的形成不適有熔液整體過冷（ConstitutionalSupercooling）引起，而是主要由鑄型表面形核，分離、帶入溶液內(nèi)部，枝晶斷裂或重熔引起的。

因而控制凝固組織結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵是控制鑄型表面的形核過程。大野篤美把Bridgeman定向凝固法控制晶粒生長的是想應(yīng)用到連續(xù)鑄造技術(shù)上，提出了一種最新的鑄造工藝——熱型連續(xù)法（簡稱OCC法），即連續(xù)定向凝固技術(shù)。74連續(xù)定向凝固技術(shù)（OCC法）連續(xù)定向凝固的思想75該技術(shù)是通過加熱結(jié)晶器模型到金屬熔點(diǎn)溫度以上，鑄型只能約束金屬液相的形狀，金屬不會在型壁表面凝固；同時冷卻系統(tǒng)與結(jié)晶器分離，在型外對逐漸進(jìn)行冷卻，維持很高的牽引方向的溫度梯度，保證凝固界面是凸向液相的，以獲得強(qiáng)類的單向溫度梯度，使熔體的凝固只在脫了結(jié)晶器的瞬間進(jìn)行。

隨著鑄錠不斷離開結(jié)晶器，晶體的生長方向沿?zé)崃鞯姆捶较蜻M(jìn)行，獲得定向結(jié)晶組織，甚至單晶組織，其原理如圖6.10所示這種方法最大的特點(diǎn)是改變傳統(tǒng)的連續(xù)凝固中冷卻結(jié)晶器為加熱結(jié)晶器，熔體的凝固不在結(jié)晶器內(nèi)部進(jìn)行。

75該技術(shù)是通過加熱結(jié)晶器模型到金屬熔點(diǎn)溫度以上，鑄76圖5.10.OCC法連續(xù)鑄造技術(shù)與傳統(tǒng)連續(xù)鑄技術(shù)凝固過程的比較76圖5.10.OCC法連續(xù)鑄造技術(shù)與傳統(tǒng)連續(xù)鑄技術(shù)凝固過775.3.2定向凝固過程的生產(chǎn)設(shè)備HRS生產(chǎn)設(shè)備LMC工藝設(shè)備ZMLMC定向凝固裝置電磁約束成形定向凝固裝置連續(xù)凝固裝置原理

775.3.2定向凝固過程的生產(chǎn)設(shè)備HRS生產(chǎn)設(shè)備781.HRS生產(chǎn)設(shè)備定向凝固技術(shù)是對金屬材料進(jìn)行凝固過程研究的重要手段之一，可用于研究凝固界面形態(tài)、凝固組織、定向自生復(fù)合材料和單晶，同時也是制備高質(zhì)量航空發(fā)動機(jī)定向和單晶葉片、磁性材料以及某些功能材料的一種十分有效的工藝方法。

781.HRS生產(chǎn)設(shè)備定向凝固技術(shù)是對金屬材79快速凝固法（HRS法）是在最初的功率降低法的基礎(chǔ)上吸取了Bridgman-Stockbarger晶體生長技術(shù)發(fā)展而來的，其設(shè)備原理圖如圖5.11所示。

圖5.11HRS設(shè)備原理圖79快速凝固法（HRS法）是在最初的功率降低802.LMC工藝設(shè)備

在快速凝固法的基礎(chǔ)上，Tschinkel等人發(fā)明了液態(tài)金屬冷卻法，該方法采用低熔點(diǎn)金屬或合金作為冷卻介質(zhì)，使溫度體膚在原有基礎(chǔ)上得到了進(jìn)一步提高，其工作原理如圖5.12所示。802.LMC工藝設(shè)備在快速凝固法的基礎(chǔ)上，Tsch81當(dāng)合金液澆入型殼時，以一定的速度將行可拉出爐體，浸入金屬浴中，用作冷卻劑的液態(tài)金屬水平面擺出在凝固的固液界面附近處，作為冷卻劑的液態(tài)金屬必須具有：熔點(diǎn)低，有良好的熱學(xué)性能；不溶于合金中；在高真空條件下蒸汽壓低；價格便宜的特點(diǎn)。圖5.12LMC法定向凝固裝置示意圖81當(dāng)合金液澆入型殼時，以一定的速度將行可拉823.ZMLMC定向凝固裝置定向凝固技術(shù)從功率降低法（PD）到快速凝固法（HRS）再到液態(tài)金屬冷卻法（LMC），溫度梯度都有不同程度的提高；但是，這幾種方法在溫度梯度的改善上都沒有產(chǎn)生質(zhì)的飛躍，難以滿足現(xiàn)代工業(yè)發(fā)展的需要，特別是現(xiàn)代航空工業(yè)的發(fā)展需要。傅恒志等經(jīng)過十多年的研究，在LMC技術(shù)基礎(chǔ)上，采用高頻電磁場加熱固態(tài)金屬，將電磁區(qū)熔與液態(tài)金屬冷卻相結(jié)合，發(fā)展了超高溫度梯度定向凝固技術(shù)，又稱區(qū)域熔化液態(tài)金屬冷卻法（ZoneMelting&LiquidMetalCooling，簡稱ZMLMC）。823.ZMLMC定向凝固裝置定向凝固技術(shù)從功率降低83定向凝固技術(shù)的不足工業(yè)上廣泛應(yīng)用的快速凝固法，其溫度梯度只能達(dá)到100K/cm左右，凝固速率很低，導(dǎo)致凝固組織粗大，偏析嚴(yán)重，致使材料的性能千里沒有得到充分發(fā)揮；ZMLMC法雖然可以大袋較高的溫度梯度，是組織細(xì)化，的性能顯著提高，但尚只能使用于實(shí)驗(yàn)室研究，無法實(shí)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)。而且目前凝固工藝都是利用熔模精鑄型殼室合金成形的，粗厚、導(dǎo)熱性能的陶瓷模殼一方面嚴(yán)重降低合金熔體中的溫度梯度及凝固速率，另一方面，模殼材料在高溫條件下對合金產(chǎn)生污染，降低材料性能。83定向凝固技術(shù)的不足工業(yè)上廣泛應(yīng)844.電磁約束成形定向凝固裝置西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室傅恒志等人在研究超高溫度梯度定向凝固技術(shù)的基礎(chǔ)上，提出了電磁懸浮熔煉技術(shù)和電磁鑄造技術(shù)的研究成果，在國際上首次提出旨在通過提高定向凝固過程的溫度梯度，實(shí)現(xiàn)合金組織超細(xì)化并滿足高熔點(diǎn)、高活性材料定向凝固要求的電池約束成形技術(shù)。

該技術(shù)包括無接觸電磁約束和軟接觸電磁約束兩種方案，與電磁鑄造技術(shù)不同，其主要特點(diǎn)是固態(tài)合金坯料的加熱溶化與金屬熔體成形同步僅進(jìn)行，是對定向凝固技術(shù)和電磁住在技術(shù)的繼承和發(fā)展，具有重要的理論研究價值和廣泛工程應(yīng)用前景。844.電磁約束成形定向凝固裝置西北工業(yè)大85圖5.14電磁約束近終成形原理示意圖接觸電磁約束成形時利用交變電磁場在金屬中產(chǎn)生的渦流和電磁力使金屬熔化并約束成特定性狀，因此，具有無坩堝熔煉、無鑄型成形的特點(diǎn)，同時還有超強(qiáng)加熱和冷卻能力，可以對凝固組織進(jìn)行控制。85圖5.14電磁約束近終成形原理示意圖接865.連續(xù)凝固裝置原理

OCC技術(shù)的發(fā)展雖然只有三十來年的時間，但發(fā)展速度很快，在日本已經(jīng)投入小批量的工業(yè)生產(chǎn)。在加拿大、美國和韓國等國家餓都開展了這一技術(shù)的開發(fā)與應(yīng)用研究。近年來，隨著定向凝固連鑄工藝的成熟，人們的研究逐步裝箱研制在電子行業(yè)具有廣泛應(yīng)用前途的Cu及Cu合金單晶材料，并取得了一定成效。865.連續(xù)凝固裝置原理OCC技術(shù)的發(fā)展雖然只有三87圖5.15電磁約束近終成形原理示意圖87圖5.15電磁約束近終成形原理示意圖88

北京科技大學(xué)常國威等人研制了一種不同于其它定向凝固連鑄方法的技術(shù)——電渣感應(yīng)連續(xù)定向凝固技術(shù)，其裝置原理如圖5.16所示。該方法引入電渣重熔技術(shù)以提高鑄型的加熱溫度和熔體的凈化能力。金屬液最高熱溫度可達(dá)1700℃，并研究了QA19-4合金及近共晶鑄鐵的定向凝固連鑄工藝，同時，對黑色金屬的連續(xù)鑄造也進(jìn)行了大量收索，已可以成形具有連續(xù)單向柱狀晶組織的不銹鋼和鑄鐵制品。88北京科技大學(xué)常國威等人研制了一種不同于其它定向凝891.自耗電極2.熔渣3.坩堝4.金屬熔體5.固液界面6.鑄型7.高頻感應(yīng)線圈8.加熱鑄型用石墨9.噴水裝置10鑄錠圖5.16電渣感應(yīng)連續(xù)定向凝固方法原理圖891.自耗電極2.熔渣3.坩堝4.金屬熔體5.906.3.3定向凝固過程的參數(shù)(1)溫度梯度GL。對一定成分的合金來說，從熔體中定向地生長晶體時，必須在固液界面前沿建立必要的溫度梯度，以獲得某種晶體形態(tài)的定向凝固組織，溫度梯度大小直接影響晶體的生長速率和晶體的質(zhì)量。

906.3.3定向凝固過程的參數(shù)(1)溫度梯度GL。91(2)凝固速率R。

采用功率降低法時，定向凝固的鑄件在凝固時所釋放的熱量，只靠水冷結(jié)晶器導(dǎo)出；隨著凝固界面的推移，結(jié)晶器的冷卻效果越來越小，因而凝固速率不斷減緩?？焖倌谭ǎ趟俾蕦?shí)際上取決于鑄型或爐體的移動速率。通常將固—液界面穩(wěn)定在輻射板附近，使之達(dá)到一定的GL/R值，保證晶體穩(wěn)定生長。

91(2)凝固速率R。92表5.1不同定向凝固方法的主要工藝參數(shù)92表5.1不同定向凝固方法的主要工藝參數(shù)936.3.4定向凝固織構(gòu)中的晶體學(xué)條件在凝固過程中，原子由隨機(jī)堆積的列陣直接轉(zhuǎn)變?yōu)橛行蜿嚵校@種從無對稱性結(jié)構(gòu)到有對稱性結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變不是一個整體效應(yīng)，而是通過固—液界面的移動而逐漸完成的。凝固組織形成除了受到凝固條件的控制，還主要受材料系統(tǒng)內(nèi)在特性的影響。在多數(shù)情況下，這種系統(tǒng)內(nèi)在特性對組織形成過程的影響程度還同時受外加的凝固條件的控制。936.3.4定向凝固織構(gòu)中的晶體學(xué)條件在凝固過程94結(jié)晶體本身的界面晶體學(xué)各向異性的差異程度，決定了初始的晶體學(xué)取向；通過控制凝固參數(shù)，生長出較好的組織形態(tài)，就能獲得比較理想的定向凝固織構(gòu)。但是定向凝固生成的織構(gòu)是一種很強(qiáng)的面織構(gòu)，不僅某一晶向沿特定宏觀方向排列，還有某一晶面也會平行某一特定的宏觀方向，所以在研究枝晶沿定向凝固方向生長的同時，還必須考慮到相關(guān)晶面的生長。

94結(jié)晶體本身的界面晶體學(xué)各向異性的差異程度956.3.5相變中的織構(gòu)演變

從液態(tài)的純鐵到室溫的固態(tài)α-Fe，鐵發(fā)生了一系列的相變。其中包括三次一級相變（L→δ，δ→γ，γ→α），一次二級相變（磁性轉(zhuǎn)變）。相變中的原子位移必然導(dǎo)致微觀晶體取向相對于宏觀坐標(biāo)的變化，從而改變織構(gòu)指數(shù)。

在材料相變的前提下，材料有兩種織構(gòu)，一是由固液轉(zhuǎn)變過程形成的織構(gòu)，我們稱之為初始織構(gòu)，而是材料在初始織構(gòu)的基礎(chǔ)上，通過材料的相變所變異的織構(gòu)稱之為相變織構(gòu)。顯然，探討定向凝固條件下的熔體凝固過程中形成的織構(gòu)，必定應(yīng)該把注意集中于L液→δ的液固相轉(zhuǎn)變。

956.3.5相變中的織構(gòu)演變從液態(tài)的純鐵到室溫的96然而，即便是高溫織構(gòu)測量設(shè)備也無法測量到存在于1394℃以上的δ相晶粒取向，同時δ相不能保存到室溫（對于純度較高的鐵尤甚）。因此，對于純鐵定向凝固織構(gòu)，只能通過對α-Fe相變織構(gòu)的探測，推演到δ–Fe初始織構(gòu)。

在金屬材料的許多固態(tài)相變中，盡管晶體結(jié)構(gòu)及晶胞大小相變前后發(fā)生變化（比如，BCC結(jié)構(gòu)的δ–Fe點(diǎn)陣常數(shù)為0.2932nm；FCC結(jié)構(gòu)的γ-Fe的點(diǎn)陣常數(shù)為0.3564nm；BCC結(jié)構(gòu)的α-Fe點(diǎn)陣常數(shù)為0.2860nm），但相變前后的兩相往往存在固有取向關(guān)系，如Bain關(guān)系，K-S關(guān)系或西山關(guān)系等。96然而，即便是高溫織構(gòu)測量設(shè)備也無法測量到97迄今為止，尚無報道定向凝固中的相變織構(gòu)，本研究證實(shí)圍繞著這一課題展開。極具巧合的是，包含相變的定向凝固過程為研究相變織構(gòu)在溫度梯度下的變體選擇提供較好的先決條件，原因是經(jīng)過近平衡態(tài)的定向凝固織構(gòu)已經(jīng)排除了形變織構(gòu)和再結(jié)晶織構(gòu)（即應(yīng)力和回復(fù)力）的干擾，使得相變織構(gòu)的分析簡單化。97迄今為止，尚無報道定向凝固中的相變織構(gòu)，985.4定向凝固法應(yīng)用實(shí)例1.定向凝固制備Al2O3-Al2TiO5

實(shí)驗(yàn)采用激光加熱浮區(qū)法制備直徑4mm的試驗(yàn)棒，拉晶速率為5-10mm/min，原材料為高純度Al2O3(99.999wt.%)和Al2TiO5(99.95wt.%，主要雜質(zhì)為SiO2)，制備三種不同材料分別為：富Al2O3區(qū)(20wt.%Al2TiO5，11mol%TiO2)，中間區(qū)(50wt.%Al2TiO5，26.4mol%TiO2)和共晶區(qū)(43.9mol%TiO2)如圖5.17所示，試樣分別標(biāo)記為AT11，AT66，AT44，用FEG-SEM觀察拋光后定向凝固試驗(yàn)棒微結(jié)構(gòu)，用X射線光譜分析得到化學(xué)圖示和曲線，用TEM觀察試樣納米結(jié)構(gòu)。985.4定向凝固法應(yīng)用實(shí)例1.定向凝固制備Al2O3-A99圖5.17富-Al2O3邊相圖和AT11，AT66，AT44試樣定向凝固路徑99圖5.17富-Al2O3邊相圖和AT11，AT66，A100（a）（b）（c）(d)圖5.18(a)AT11試樣縱向部分的SEM照片,枝狀晶偏離試驗(yàn)棒軸向生長方向，(b)和(c)為試樣AT11和AT26的橫截面，(d)試樣AT26內(nèi)部枝狀晶的WDX曲線100（a）101圖5.19(a)Al2O3枝狀晶邊緣（左），Al6Ti2O13相(左)，富Ti間隙相的TEM照片,(b)STEM-EDX曲線101圖5.19(a)Al2O3枝狀晶邊緣（左），Al6T1022.通過連續(xù)緩冷方法定向凝固多晶硅錠多晶硅是硅產(chǎn)品產(chǎn)業(yè)鏈中的重要中間產(chǎn)品，這幾年來，受到硅太陽能電池飛速發(fā)展的影響，帶動著多晶硅的需求量得以迅速的增長，未來的多晶硅生產(chǎn)與技術(shù)的發(fā)展同樣也對太陽能電池產(chǎn)業(yè)的發(fā)展帶來很大的影響。2/3的太陽能電池采用多晶硅，因?yàn)閜c-Si的成本較單晶Si低，然而pc-Si電池的能量轉(zhuǎn)化率較sc-Si低，因此有必要通過提高多晶Si質(zhì)量來獲得較高的轉(zhuǎn)化率。1022.通過連續(xù)緩冷方法定向凝固多晶硅錠多103圖5.20移動加熱爐結(jié)構(gòu)簡圖103圖5.20移動加熱爐結(jié)構(gòu)簡圖104圖5.21頂部加熱器、上部加熱器及坩堝底部的典型溫度曲線

104圖5.21頂部加熱器、上部加熱器及坩堝底部的典型溫度105

在SRS方法中，當(dāng)加熱器上移時，晶粒繼續(xù)生長，加熱器下移時，已增長的晶粒部分二次熔化。由于二次熔化區(qū)域的碳濃度10倍或更低于密度邊界層，接近于晶體/熔化區(qū)界面處碳濃度降低。加熱器下移后，加熱器在此位置保持一定時間以將熱傳導(dǎo)最小化。重復(fù)此過程，實(shí)現(xiàn)連續(xù)緩冷。Vlocal=30mm/h，Veff=14mm/h。圖5.22加熱器位置控制原理圖(a)THM方法，(b)SRS方法圖5.23SRS鑄錠橫截面105在SRS方法中，當(dāng)加熱器上移時，晶粒繼1063.Cu-Cr合金

將純度為99.195%Cu的電解銅和Cu-50%Cr中間合金按Cu-1.0%Cr在真空感應(yīng)熔煉爐熔配成鑄錠(wt%)，根據(jù)Cu-Cr合金相圖，Cu-1.0%Cr合金屬于亞共晶合金(共晶點(diǎn)成分在1.28%Cr)，用等離子耦合光譜分析儀(ICP)測量鑄錠中心部分的成分為0.98%Cr，與所配成分基本相符。然后線切割成Φ3.9mm×100mm的圓棒，將之放入內(nèi)徑為Φ4mm×100mm的高純氧化鋁管中進(jìn)行定向凝固。實(shí)驗(yàn)在自制的MDS-1型亞快速定向凝固裝置中進(jìn)行，合金熔化后靜止保溫30min使成分均勻，然后以不同的定向凝固速率抽拉50mm后淬火保留固液界面形態(tài)。定向凝固后的試樣沿縱截面和橫截面剖開后進(jìn)行研磨拋光，用5mlH2SO4+80mlH2O+10gK2Cr2O4+HCl(2～3滴)腐蝕液進(jìn)行腐蝕。1063.Cu-Cr合金將純度為99.195107圖5.24不同定向凝固速率下Cu-1.0%Cr合金組織界面形態(tài)

107圖5.24不同定向凝固速率下Cu-1.0%Cr合金組108圖5.25不同凝固條件下Cu-1.0%Cr合金的橫截面組織形態(tài)

108圖5.25不同凝固條件下Cu-1.0%Cr合金的橫截ThankyouThankyou第五章定向凝固技術(shù)站長素材SC.CHINAZ.COM第五章定向凝固技術(shù)站長素材SC.CHINAZ.COM111材料制備與加工技術(shù)的發(fā)展對新材料的研發(fā)、應(yīng)用和產(chǎn)業(yè)化具有決定性作用。同時還可有效的改進(jìn)和提高傳統(tǒng)材料的使用性能。對傳統(tǒng)材料的產(chǎn)業(yè)更新和改造具有重要作用。定向凝固技術(shù)被廣泛應(yīng)用于獲得具有特殊取向的組織和優(yōu)異性能的材料。

2材料制備與加工技術(shù)的發(fā)展對新材料的研發(fā)、應(yīng)用和產(chǎn)業(yè)112定向凝固的發(fā)展歷史定向凝固基本原理定向凝固工藝應(yīng)用實(shí)例3定向凝固的發(fā)展歷史1135.1定向凝固的發(fā)展歷史定向凝固過程的理論研究的出現(xiàn)是在1953年，那是Charlmers及其他的同事們在定向凝固方法考察液/固界面形態(tài)演繹的基礎(chǔ)上提出了被人們稱之為定量凝固科學(xué)的里程碑的成分過冷理論。

45.1定向凝固的發(fā)展歷史定向凝固過程114在20世紀(jì)60年代，定向凝固技術(shù)成功的應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的制備上，大幅度提高了葉片的高溫性能，使其壽命加長，從而有力地推動了航空工業(yè)發(fā)展。近20年來，不僅開發(fā)了許多先進(jìn)的定向凝固技術(shù)，同時對定向凝固理論也進(jìn)行了豐富和發(fā)展，從Charlmers等的成分過冷理論到Mullins等的固/液界面穩(wěn)定動力學(xué)理論（MS理論），人們對凝固過程有了更深刻的認(rèn)識，從而又能進(jìn)一步指導(dǎo)凝固技術(shù)的發(fā)展。5在20世紀(jì)60年代，定向凝固技術(shù)成功的應(yīng)用于航空發(fā)115隨著其他專業(yè)新理論的出現(xiàn)和日趨成熟及實(shí)驗(yàn)技術(shù)的不斷改進(jìn)，新的凝固技術(shù)也將被不斷創(chuàng)造出來。定向凝固技術(shù)必將成為新材料的制備和新加工技術(shù)的開發(fā)提供廣闊前景，也必將使凝固理論得到完善和發(fā)展。6隨著其他專業(yè)新理論的出現(xiàn)和日趨成熟及實(shí)驗(yàn)技術(shù)1165.2

定向凝固基本原理定向凝固技術(shù)的基本定義定向凝固理論定向凝固技術(shù)的適用范圍75.2定向凝固基本原理定向凝固技術(shù)的基本定義117在凝固過程中采用強(qiáng)制手段，在凝固金屬和為凝固熔體中建立起特定方向的溫度梯度，從而使熔體沿著與熱流相反的方向凝固，獲得具有特定取向柱狀晶的技術(shù)。

定向凝固8在凝固過程中采用強(qiáng)制手段，在凝固金屬和為凝固熔體中建立起特118定向凝固技術(shù)的工藝參數(shù)凝固過程中固液界面前沿液相中的溫度梯度GL

固液界面向前推進(jìn)的速度RGL/R值是控制晶體長大形態(tài)的重要判據(jù)。9定向凝固技術(shù)的工藝參數(shù)凝固過程中固液界面前沿液相中的溫度梯1195.2.2定向凝固理論

定向凝固技術(shù)實(shí)驗(yàn)的發(fā)展推動了凝固理論的發(fā)展和深入。Charlmers、Tiller等人在研究中發(fā)現(xiàn)在合金中液固界面前沿由于溶質(zhì)富集將會產(chǎn)生“成分過冷”導(dǎo)致平衡界面失穩(wěn)而形成胞晶核枝晶。首次提出了成分過冷理論。105.2.2定向凝固理論定向凝固技術(shù)實(shí)驗(yàn)的發(fā)展推120純金屬的凝固過程正溫度梯度下，固液界面前沿液體幾乎沒有過冷，固液界面以平面方式向前推進(jìn)，即晶體以平面方式向前生長。負(fù)的溫度梯度下，界面前方的液體強(qiáng)烈過冷，晶體以樹枝晶方式生長。1、成分過冷理論11純金屬的凝固過程正溫度梯度下，固液界面前沿液體幾乎沒有過121

成分過冷理論能成功的判定低速生長條件下無偏析特征的平面凝固，避免胞晶或枝晶的生長。

20世紀(jì)50年代Charlmers、Tiller等人首次提出單晶二元合金成分理論。

12成分過冷理論能成功的判定低速生長條件下無偏析特征122固液界面液相區(qū)內(nèi)形成成分過冷條件一是由于溶質(zhì)在固相和液相中的固溶度不同，即溶質(zhì)原子在液相中固溶度大，在固相中固溶度小，當(dāng)單向合金冷卻凝固時，溶質(zhì)原子被排擠到液相中去，在固液界面液相一側(cè)堆積著溶質(zhì)原子，形成溶質(zhì)原子的富集層。隨著離開固液界面距離增大，溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸降低。

二是在凝固過程中，由于外界冷卻作用，在固液界面固相一側(cè)不同位置上的實(shí)際溫度不同，外界冷卻能力強(qiáng)，實(shí)際溫度低；相反實(shí)際溫度高。如果在固液界面液相一側(cè)，溶液中的實(shí)際溫度低于平衡時液相線溫度，出現(xiàn)過冷現(xiàn)象。13固液界面液相區(qū)內(nèi)形成成分過冷條件一是由于溶質(zhì)在固123

在此基礎(chǔ)上，Charlmers、Tiller等人首次提出了著名的“成分過冷”判據(jù)：

式中：GL為液固界面前沿液相溫度梯度（K/mm）；V為界面生長速度（mm/s）；mL為液相線斜率；C0為合金平均成分；k0為平衡溶質(zhì)分配系數(shù)；DL為液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；ΔT0為平衡結(jié)晶溫度間隔。14在此基礎(chǔ)上，Charlmers、Till124圖5.1成分過冷15圖5.1成分過冷125據(jù)此，可以得到平衡界面生長的臨界速度。式中，△T0=mLC0(k0-1)，△T0是合金平衡結(jié)晶溫度間隔。16據(jù)此，可以得到平衡界面生長的臨界速度。式中，△T0=mL126

在晶體生長過程中，當(dāng)不存在成分過冷時，如果在平直的固液界面上由于不穩(wěn)定因素擾動產(chǎn)生凸起，也會由于過熱的環(huán)境將其熔化而繼續(xù)保持平面界面。而當(dāng)界面前沿存在成分過冷時，界面前沿由于不穩(wěn)定因素而形成的凸起會因?yàn)樘幱谶^冷區(qū)而發(fā)展，平界面失穩(wěn)，導(dǎo)致樹枝晶的形成。17在晶體生長過程中，當(dāng)不存在成分過冷時，如127

成分過冷理論提供了判斷液固界面穩(wěn)定性的第一個簡明而適用的判據(jù)，對平界面穩(wěn)定性，甚至胞晶和枝晶形態(tài)穩(wěn)定性都能夠很好地做出定性地解釋。

18成分過冷理論提供了判斷液固界面穩(wěn)定性的第一128但是這一判據(jù)本身還有一些矛盾，如：

成分過冷理論把平衡熱力學(xué)應(yīng)用到非平衡動力學(xué)過程中，必然帶有很大的近似性;

隨著快速凝固新領(lǐng)域的出現(xiàn)，上述理論已不能適用。

在固液界面上引入局部的曲率變化要增加系統(tǒng)的自由能，這一點(diǎn)在成分過冷理論中被忽略了；

成分過冷理論沒有說明界面形態(tài)的改變機(jī)制。19但是這一判據(jù)本身還有一些矛盾，如：成分過冷理論1292、絕對穩(wěn)定性理論MullniS和skeerka鑒于成分過冷理論存在不足，提出一個考慮溶質(zhì)濃度場和溫度場、固液界面能以及界面動力學(xué)的絕對穩(wěn)定理論(MS理論)。對于平界面生長，Ms理論可表示為：202、絕對穩(wěn)定性理論MullniS和ske130式中，21式中，13122132

其中，αL、αS分別是液固相的熱擴(kuò)散系數(shù)，KL、KS分別是液固相的導(dǎo)熱系數(shù)，GL、GS是液固相溫度梯度，Γ為Gibbs-Thompson系數(shù)，LV為凝固潛熱，ω為幾何干擾頻率，ε為擾動振幅，σ的符號就決定了平界面是否穩(wěn)定。在上式中，右端的分母恒為正值，因而臨界穩(wěn)定性條件實(shí)際上取決于分子的符號。23其中，αL、αS分別是液固相的熱擴(kuò)散系數(shù)，KL、133由于通常凝固條件下，金屬中的熱擴(kuò)散長度遠(yuǎn)大于空間擾動波長，上式中的分子可簡化為：

式中24由于通常凝固條件下，金屬中的熱擴(kuò)散長度遠(yuǎn)134

表達(dá)式中三個項分別代表了溫度梯度、界面能、溶質(zhì)邊界層這三方面的因素對界面穩(wěn)定性的貢獻(xiàn)，其中界面能的作用總是使界面趨于穩(wěn)定，溶質(zhì)邊界層的存在總是使界面趨于失穩(wěn)，而溫度梯度對穩(wěn)定性的作用則取決于梯度的方向。25表達(dá)式中三個項分別代表了溫度梯度、界面能、135

由此可見，MS理論實(shí)際上擴(kuò)展了“成分過冷”理論對界面穩(wěn)定性的分析，在低速端，如果忽略界面張力效應(yīng)，固液相熱物性差異，溶質(zhì)沿界面擴(kuò)散效應(yīng)及結(jié)晶潛熱等因素，MS理論就回到了“成分過冷”理論。

26由此可見，MS理論實(shí)際上擴(kuò)展了“成分過冷136而在高速端，MS理論則預(yù)言了高速絕對穩(wěn)定性這一全新的現(xiàn)象，并可以給出產(chǎn)生這種絕對穩(wěn)定性的臨界條件：式中為非平衡液固相線溫差為非平衡修正后的溶質(zhì)分配系數(shù)27而在高速端，MS理論則預(yù)言了高速絕對穩(wěn)定137此外，黃衛(wèi)東等通過對MS理論的進(jìn)一步分析，發(fā)現(xiàn)還存在高梯度絕對性現(xiàn)象，并給出了高梯度絕對穩(wěn)定性實(shí)現(xiàn)的臨界條件：MS理論是一個線性理論，而凝固過程是一個復(fù)雜的非線性問題，因此嚴(yán)格的穩(wěn)定性判據(jù)應(yīng)由非線性動力學(xué)分析給出。但由于非線性問題非常復(fù)雜，目前，還只能進(jìn)行弱非線性動力學(xué)分析。28此外，黃衛(wèi)東等通過對MS理論的進(jìn)一步分析1381970年，Wollkind和Segel首先對凝固界面穩(wěn)定性進(jìn)行了弱非線性動力學(xué)分析，提出了一個弱非線性動力學(xué)模型：式中為k階擾動振幅是線性穩(wěn)定性參數(shù)，表達(dá)式由MS理論給出291970年，Wollkind和Segel139按照MS理論，a0=0為平胞轉(zhuǎn)變分叉點(diǎn)，即當(dāng)a0<0時，界面是穩(wěn)定的；而當(dāng)a0>0時，平界面失穩(wěn)成為胞狀結(jié)構(gòu)。但由上式可知，界面形態(tài)的穩(wěn)定性還取決于a1的性質(zhì)，當(dāng)a1<0時，平胞轉(zhuǎn)變具有亞臨界分叉性質(zhì)，這時，即使a0<0，當(dāng)存在足夠大振幅的擾動，平界面將失去穩(wěn)定。

而且對于a0>0，不存在從平界面到無限小振幅的連續(xù)轉(zhuǎn)變。當(dāng)a1>0時，平胞轉(zhuǎn)變具有超臨界分叉性質(zhì)，這時只有當(dāng)a0>0時才能發(fā)生平界面的失穩(wěn)，并且出現(xiàn)從平界面到無限小振幅的連續(xù)轉(zhuǎn)變。

30按照MS理論，a0=0為平胞轉(zhuǎn)變分叉點(diǎn)，1406.2.3定向凝固技術(shù)的適用范圍應(yīng)用定向凝固方法，得到單方向生長的柱狀晶，甚至單晶，不產(chǎn)生橫向晶界，較大提高了材料的單向力學(xué)性能，熱強(qiáng)性能也有了進(jìn)一步提高，因此，定向凝固技術(shù)已成為富有生命力的工業(yè)生產(chǎn)手段，應(yīng)用也日益廣泛。

316.2.3定向凝固技術(shù)的適用范圍應(yīng)用定1411.單晶生長晶體生長的研究內(nèi)容之一是制備成分準(zhǔn)確，盡可能無雜質(zhì)，無缺陷（包括晶體缺陷）的單晶體。晶體是人們認(rèn)識固體的基礎(chǔ)。定向凝固是制備單晶最有效的方法。為了得到高質(zhì)量的單晶體，首先要在金屬熔體中形成一個單晶核：可引入粒晶成自發(fā)形核，而在晶核和熔體界面不斷生長出單晶體。321.單晶生長晶體生長的研究內(nèi)容之一是制備成分準(zhǔn)確142單晶在生長過程中絕對要避免固—液界面不穩(wěn)定而生出晶胞或柱晶。故而固—液界面前沿不允許有溫度過冷或成分過冷。固液界面前沿的熔體應(yīng)處于過熱狀態(tài)，結(jié)晶過程的潛熱只能通過生長著的晶體導(dǎo)出。定向凝固滿足上述熱傳輸?shù)囊?，只要恰?dāng)?shù)目刂乒獭航缑媲把厝垠w的溫度和速率，是可以得到高質(zhì)量的單晶體的。33單晶在生長過程中絕對要避免固—液界面不穩(wěn)1432.柱狀晶生長柱狀晶包括柱狀樹枝晶和胞狀柱晶。通常采用定向凝固工藝，使晶體有控制的向著與熱流方向相反的方向生長。共晶體取向?yàn)樘囟ㄎ幌?，并且大部分柱晶貫穿整個鑄件。這種柱晶組織大量用于高溫合金和磁性合金的鑄件上。

342.柱狀晶生長柱狀晶包括柱狀樹枝晶和胞狀144定向凝固柱狀晶鑄件與用普通方法得到的鑄件相比，前者可以減少偏析、疏松等，而且形成了取向平行于主應(yīng)力軸的晶粒，基本上消除了垂直應(yīng)力軸的橫向晶界，是航空發(fā)動機(jī)葉片的力學(xué)性能有了新的飛躍。另外，對面心立方晶體的磁性材料，如鐵等，當(dāng)鑄態(tài)柱晶沿晶向取向時，因與磁化方向一致，而大大改善其磁性。

35定向凝固柱狀晶鑄件與用普通方法得到的鑄件145獲得定向凝固柱狀晶的基本條件是：合金凝固時熱流方向必須是定向的。在固—液界面應(yīng)有足夠高的溫度梯度，避免在凝固界面的前沿出現(xiàn)成分過冷或外來核心，使徑向橫向生長受到限制。另外，還應(yīng)該保證定向散熱，絕對避免側(cè)面型壁生核長大，長出橫向新晶體。

因此，要盡量抑制液態(tài)合金的形核能力。提高液態(tài)金屬的純潔度，減少氧化、吸氣形成的雜質(zhì)的污染是用來抑制形核能力的有效措施。但是，對于某些合金系，常規(guī)化學(xué)組成中含有很多雜質(zhì)，以致即使采用很高的GL/R比值，都不足以使液體合金的形核得到抑制。

36獲得定向凝固柱狀晶的基本條件是：合金凝固時熱流方146除了凈化合金液外，還可采用添加適當(dāng)?shù)暮辖鹪鼗蛱砑游?，使形核劑失效。晶體長大的速度與晶向有關(guān)。在具有一定拉出速度的鑄型中形成的溫度梯度場內(nèi)，取向晶體競相生長，在生長過程中抑制了大部分晶體的生長，保留了與流方向大體平行的單一取向的柱晶繼續(xù)生長，有的直至鑄件頂部。在柱狀晶生長過程中，只有在高的GL/R比值條件下，柱晶的實(shí)際生長方向和柱晶的理論生長方向才越接近，否則，晶體生長會偏離軸向排列方向。37除了凈化合金液外，還可采用添加適當(dāng)?shù)暮辖?47采用高速凝固法定向凝固可以保證柱晶的取向分散度較小。柱晶材料使用于特定的受力條件，當(dāng)主應(yīng)力方向與柱晶生長方向一致時，才能最大限度的顯示柱晶力學(xué)性能上的優(yōu)越性。衡量柱晶組織的標(biāo)志，除了取向分散度外，還有枝晶臂間距和晶粒的大小。

隨著晶粒和枝晶臂間距變小，力學(xué)性能提高。GL/R值決定著合金凝固時組織的形貌，GL/R值又影響著各組成的尺寸大小。由于在很大程度上受到設(shè)備條件的限制，因此，凝固速度R就成為控制柱晶組織的主要參數(shù)。38采用高速凝固法定向凝固可以保證柱晶的取向分散度較1483.高溫合金制備

高溫合金是現(xiàn)在航空燃?xì)鉁u輪.艦船燃?xì)廨啓C(jī)、地面和火箭發(fā)動機(jī)的重要金屬材料，在先進(jìn)大航空發(fā)動機(jī)中，高溫合金的用量占40%—60%，因此這種材料被喻為燃?xì)廨喌男呐K。

高溫合金393.高溫合金制備高溫合金是現(xiàn)在航空燃?xì)?49采用定向凝固技術(shù)生產(chǎn)的高溫合金基本上消除了垂直于應(yīng)力軸的橫向晶界，并以其獨(dú)特的平行于零件主應(yīng)力軸擇優(yōu)生長的柱晶組織以及有意的力學(xué)性能而獲得長足的發(fā)展。MAR—M200中溫性能尤其是中溫塑性很低，作為渦輪葉片在工作中常發(fā)生無預(yù)兆的斷裂。40采用定向凝固技術(shù)生產(chǎn)的高溫合金基本上消除了垂直于150

在MAR—M200基礎(chǔ)上研究成功的定向凝固高溫合金PWA1422不僅具有良好的中高溫蠕變斷裂強(qiáng)度和塑性,而且具有比原合金高5倍的熱疲勞性能，在先進(jìn)航空航天發(fā)動機(jī)上獲得廣泛的應(yīng)用。在激光超高溫度梯度定向凝固條件下，超高溫梯度和較快凝固速度共同作用，使鎳基高溫合金高度細(xì)化，同常規(guī)凝固相比，組織細(xì)化36倍，而且得到了新穎的超細(xì)胞狀晶組織，該組織是鎳基合金的定向凝固組織，組織的微觀偏析大大得到改善，甚至消除。41在MAR—M200基礎(chǔ)上研究成功的定向凝固高溫合151在定向凝固的合金基礎(chǔ)上發(fā)展出的完全消除晶界和晶界元素的單晶高溫合金，熱強(qiáng)性能有了進(jìn)一步的提高。采用高梯度定向凝固技術(shù)，在較高的冷卻速率下，可以得到具有超細(xì)枝晶組織的單晶高溫合金材料。定向凝固技術(shù)促進(jìn)了航空等領(lǐng)域的發(fā)展，目前幾乎所有現(xiàn)金航空發(fā)動機(jī)都采用單晶葉片為特色，第三代的單晶合金制造的渦輪葉片，工作溫度可達(dá)1240℃。另外，新的單晶合金成分中Re的加入以及Hf、Y、La、Ru等元素的合理應(yīng)用使合金的持久性能和抗環(huán)境性能有明顯提高。

42在定向凝固的合金基礎(chǔ)上發(fā)展出的完全消除晶界和晶界1524.磁性材料的制備磁性材料是古老而年輕的功能材料，指具有可利用的磁學(xué)性質(zhì)的材料。深過冷快速凝固是目前國內(nèi)外制備塊體納米磁性材料的研究熱點(diǎn)，采用該工藝可先制備出大塊磁性非晶，再將其進(jìn)行退貨熱處理而獲得納米磁性材料，也可直接將整塊金屬進(jìn)行晶粒細(xì)化至納米級獲得納米磁性材料。

磁性材料434.磁性材料的制備磁性材料是古老而年輕的功能材料，指具有153深過冷快速凝固方法所制備塊體納米材料的厚度及平均晶粒尺寸在很大程度上時由合金成分以及液態(tài)金屬獲得的過冷度決定的。張振忠等采用深過冷水淬方法直接制備出了式樣直徑為16mm、平均晶粒尺寸小于120nm的Fe76B12Si12合金塊體納米軟磁材料，