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定向凝固技术1、定向凝固的研究状况定向凝固成形技术是伴随高温合金的发展而逐渐发展起来的，是在凝固过程中采用强制手段，在凝固金属和未凝固熔体中建立起特定方向的温度梯度，从而使熔体沿着与热流相反的方向凝固，以获得具有特定取向柱状晶的技术。
定向凝固技术很好的控制了凝固组织的晶粒取向，消除横向晶界，提高了材料的纵向力学性能，因而自美国普拉特·惠特尼航空公司采用高温合金定向凝固技术以来，这项技术得到广泛的应用。
1.1定向凝固理论的研究定向凝固理论的研究，主要涉及定向凝固中液-固界面形态及其稳定性，液-固界面处相变热力学、动力学，定向凝固过程晶体生长行为以及微观组织的演绎等，其中包括成分过冷理论、MS 界面稳定性、线性扰动理论、非线性扰动理论等。
从Chalmers[1]等的成分过冷理论到Mullins[2]等的界面稳定动力学理论(MS 理论)，人们对凝固过程有了更深刻的认识。
下面主要分析一下成分过冷理论和界面稳定性理论。
（1）成分过冷理论成分过冷理论是针对单相二元合金凝固过程界面成分的变化提出的，如对于平衡分配系数小于1的合金在冷却下来时，由于溶质在固相和液相中的分配系数不同，溶质原子随着凝固的进行，被排挤到液相中去，并形成一定的浓度梯度，与这种溶质梯度相对应的液相线温度与真实温度分布之间有不同的值，其差值大于零时，意味着该部分熔体处于过冷状态，有形成固相的可能性而影响界面的稳定性。
Chalmers等人通过分析得出了成分过冷的判据，确定了合金凝固过程中固液界面前沿的形态取决于两个参数：G L/v和G L·v，即分别为界面前沿液相温度梯度和凝固速度的商和积。
前者决定了界面形态，而后者决定了晶体的显微组织（即枝晶间距或晶粒大小）[3]。
成分过冷理论能成功的判定无偏析特征的平面凝固的条件，避免胞晶或枝晶的生成。
但是成分过冷理论只考虑了温度梯度和浓度梯度这两个具有相反效应的因素对界面稳定性的影响，忽略了非平面界面的表面张力、凝固时的结晶潜热及固相中温度梯度等的影响。
登兰三些銮兰三兰璺圭兰兰兰兰和良好的高温性能；ｂ）其导电率具有各向异性，当电流方向与纤维排列方向一致时，可有效地提高材料的导电率；纤维在凝固过程中形成雏形，通过大塑性变形实现纤维化；无界面润湿及化学反应问题，提高了材料的完整性；Ｃ）固溶在铜基体中的溶质元素基本保持原有形貌，而基本不受塑性变形的影响。
这样易将多种强化机制综合，以实现强度的迸～步提高。
还可添加适量元素抑制材料的某些缺陷，可进一步提高其耐磨、抗软化性和耐热性，从而进一步提高综合机械性能及物理性能；ｇ）利用现有制各加工设备，可实现大截面异断面的材料工业化生产，易与连铸连轧技术、连续铸造技术相结合。
左图是经过大变形量塑性变形后的Ｃｕ—ｃｒ合金，原始的铸态枝晶和等轴状ｃｒ都被拉长形成纤维组织（图卜１）。
对材料的时效特征研究结果表明：Ｃｕ—Ｃｒ自生复合材了硬度峰值对应温度为５００。
Ｃ（保温１ｈ）、导电率峰值出现在６００＂Ｃ左右。
纤维增强相基本不受时效处理的影响。
ｅ）图１－１塑性变形ＣｗｌＳ％Ｃｒ的显微组织ｎＦｉｇ．１－１ｍｉｃｔｏｓｔｍａｕｒｅｏｆＣｕ－１５％Ｃｒｂｙｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ２）快速凝固Ｃｕ－Ｏｒ自生复合材料快速凝固技术在新材料的研制和开发中己愈来愈引起人们的重视，圜为通过快速凝固可以扩展固溶度极限，使原来在基体中很少溶解或几乎不溶的元素能大量溶入固溶体中，在随后热处理时可形成不同分布及不同结构的脱溶产物而获得超时效果。
通过快速凝固，在一些台金中可获得常规条件下不存在的中间相，为鉴性意义。
本文将对Ｃｕ－Ｃｒ亚共晶合金定向凝固初始过渡过程的凝固组织演化特点做具体研究，其主要内容包括：（１）研究凝固速率对Ｃｕ．Ｃｒ亚共晶合金定向凝固稳态组织的形成特点的影响及影响组织变化的因素：（２）探讨Ｃｕ．Ｃｒ亚共晶合金初始过渡区的组织特征，及凝固条件对其转变特征的影响机制；以此对比初始过渡区与稳态组织形成特点；（３）探讨Ｃｕ—Ｃｒ合金在定向凝固初始非稳态生长阶段共晶组织的形成方式和初生胞、枝晶组织演化机制；（４）探讨的６相的析出机制；（５）研究Ｃｕ－Ｃｒ定向凝固初始过渡区初生相和共晶相生长的稳定性及其宽争生长机制。
偏晶合金定向凝固过程中组织演变机理研究的开题报告
一、研究目的
偏晶合金是一种非常有前途的高性能合金，主要应用于航空航天工业及高速列车等领域。
在偏晶合金的生产过程中，定向凝固是制备高性能偏晶合金的主要方法。
定
向凝固可以控制晶体生长以及形成良好的偏晶结构。
然而，在定向凝固过程中，组织
演变机理对于合金的性能和应用具有重要影响。
因此，本研究拟深入探究偏晶合金定
向凝固过程中的组织演变机理。
二、研究内容
1. 理论基础
对于偏晶合金的组织演变机理进行理论研究，探究组织形成的机理，分析晶体生长过程中的相变控制因素，建立偏晶合金定向凝固的理论模型。
2. 热力学分析
基于热力学分析，探究偏晶合金在定向凝固过程中的组成变化以及相图演化规律，研究溶液中的相平衡和偏晶相形成的机制。
3. 数值模拟
基于数值模拟方法，建立偏晶合金定向凝固过程的数学模型，研究定向凝固过程中温度场、流场和相变场的演化规律。
通过数值模拟，探究晶体生长过程中的宏观形
貌和微观结构特征。
4. 实验研究
通过实验研究，探究偏晶合金定向凝固过程中的组织演变规律，分析晶体生长过程中的相变控制因素，研究偏晶合金组织演变与晶体生长机制之间的关系。
三、研究意义
偏晶合金具有广阔的应用前景，但是其生产过程和性能研究都非常复杂和困难。
本研究拟深入探究偏晶合金定向凝固过程中组织演变机理，通过热力学分析、数值模
拟和实验研究，建立综合的偏晶合金定向凝固过程的组织演变模型。
该研究对于理解
偏晶合金的生产过程和性能具有重要意义，可以为偏晶合金的生产和应用提供深入的
理论基础和技术支持。
第27卷 第3期2007年6月航 空 材 料 学 报J OURNAL OF A ERONAUT ICAL MAT ER I A LSV o l 127,N o 13 June 2007高温度梯度定向凝固下N-i Nb C 合金的组织演化宋艳平, 李双明, 傅恒志(西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072)摘要:在温度梯度300K /c m 和定向凝固速率5~20L m /s 下,N -i 10.6w t %NbC 合金以平界面方式凝固,当凝固速率达到50L m /s 时,合金凝固组织中出现共晶胞状组织。
随定向凝固速率的增大,三叶状和点状形态的N bC 相向条状N bC 相过渡。
当定向凝固速率从2L m /s 跃迁变化到10L m /s 时,N -i 10.6w t %N b C 合金凝固组织仍然以规则共晶生长;而跃迁变化到50和100L m /s 时,出现起伏较大的共晶胞状组织和初生相N i 枝晶的生长。
另外采用速率跃迁变化可以细化恒定定向凝固速率下的组织,组织的细化是通过N bC 相重新成核,使纤维间距减少进行的。
关键词:N -iN bC 合金;定向凝固;界面形态;规则共晶中图分类号:TG14611+5 文献标识码:A 文章编号:1005-5053(2007)03-0006-05收稿日期:2006-09-02;修订日期:2007-04-02基金项目:国家自然科学基金项目(50401014)和西北工业大学英才计划项目资助。
作者简介:宋艳平(1982)),女,硕士,(E -m a il):songyan -p i ng1208@ma i.l nwpu .edu .cn镍基高温合金是目前航空发动机和工业燃气轮机涡轮叶片的主要用材,在先进的飞机发动机中该合金的使用温度高达1050e ,达到了合金熔点的85%,已到了合金使用温度的上限[1]。
随着推重比的增加,涡轮进口温度增高,要求材料的承载温度进一步提高,从而对涡轮叶片材料提出了更苛刻的要求。
Zn-25%wtAl定向凝固截面变化区的组织演化分析
查燕青;傅明喜;黄兴民;周志华;李岩;宗华
【期刊名称】《热加工工艺》
【年(卷),期】2005()1
【摘要】利用HRC定向凝固装置,选择热区温度为830℃和780℃,凝固速度为77.5μm/s和155μm/s的凝固条件,采用变截面结晶器,获得了截面变化前后的稳定组织以及截面变化区的组织演变。
结果表明,截面变化对组织的影响是一个渐变的过程。
演变区晶粒经历了分叉、合并及淘汰后,形成新的稳定区组织。
【总页数】4页(P8-11)
【关键词】定向凝固;截面变化;组织演变
【作者】查燕青;傅明喜;黄兴民;周志华;李岩;宗华
【作者单位】江苏大学材料科学与工程学院
【正文语种】中文
【中图分类】TG113;TG244
【相关文献】
1.试样截面尺寸变化对高温合金DZ125定向凝固组织的影响 [J], 陈波;刘林;张卫国;傅恒志
2.定向凝固Ti—43Al—3Si合金的组织演化规律Ⅰ.初始过渡区组织演化规律 [J], 樊江磊;李新中;郭景杰;苏彦庆;傅恒志
3.定向凝固Ti—43Al—3Si合金的组织演化规律Ⅱ.稳态生长区组织演化规律 [J],
李新中;樊江磊;郭景杰;苏彦庆;傅恒志
4.Zn-Cu包晶合金定向凝固组织演化Ⅰ.实验现象及分析 [J], 王猛;林鑫;苏云鹏;沈淑娟;黄卫东
5.CMSX-2单晶高温合金高梯度定向凝固下过渡区的组织演化特征 [J], 李双明;杜炜;张军;李金山;刘林;傅恒志
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定向凝固定向凝固是指在凝固过程中采用强制手段，在凝固金属和未凝固金属熔体中建立起特定方向的温度梯度，从而使熔体沿着与热流相反的方向凝固，最终得到具有特定取向柱状晶的技术。
定向凝固是研究凝固理论和金属凝固规律的重要手段，也是制备单晶材料和微米级(或纳米级)连续纤维晶高性能结构材料和功能材料的重要方法。
自20世纪60年代以来，定向凝固技术发展很快。
由最初的发热剂法、功率降低法发展到目前广泛应用的高速凝固法、液态金属冷却法和连续定向凝固技术。
现代航空发动机的涡轮叶片和导向叶片是用铸造高温合金材料制成，这类材料晶界在高温受力条件下是较薄弱的地方，这是因为晶界处原子排列不规则，杂质较多，扩散较快，于是人们设想利用定向凝固方法制成单晶，消除所有晶界，结果性能明显提高了。
定向凝固技术广泛应用于高温合金、磁性材料、单晶生长、自生复合材料的制备等力面，并且在类单晶金属间化合物、形状记忆合金领域具有极广阔的应用前景。
制备方法：1. 发热剂法定向凝固技术的起始阶段。
基本原理:将铸型预热到一定温度后，迅速放到水冷铜底座上并立即进行浇注，顶部覆盖发热剂，侧壁采用隔热层绝热，水冷铜底座下方喷水冷却，从而在金属液和已凝固金属中建立起一个自下而上的温度梯度，实现定向凝固。
2. 功率降低法铸型加热感应圈分两段，铸件在凝固过程中不动，在底部采用水冷激冷板。
加热时上下两部分感应圈全通电，在加入熔化好的金属液前建立所要的温度场，注入过热的合金液。
然后下部感应圈断电，通过调节输入上部感应圈的功率，在液态金属中形成一个轴向温度梯度。
热量主要通过已凝固部分及底盘由冷却水带走。
由于热传导能力随着离水冷平台距离的增加而明显降低，温度梯度在凝固过程中逐渐减小，所以轴向上的柱状晶较短。
并且柱状晶之间的平行度差，合金的显微组织在不同部位差异较大，甚至产生放射状凝固组织。
3. 高速凝固法装置和功率降低法相似，多了拉锭机构，可使模壳按一定速度向下移动，改善了功率降低法温度梯度在凝固过程中逐渐减小的缺点；另外，在热区底部使用辐射挡板和水冷套，挡板附近产生较大的温度梯度，局部冷却速度增大，有利于细化组织，提高力学性能。
定向凝固中的界面形态演化
引言
通常人们在研究金属及其合金的凝固时，由于金属本身的不透明性，使得人们无法动态实时观察金属内部凝固过程中凝固组织的演化与选择；而采用X射线透视或者原子力显微镜则代价较为高昂，也不可能获得对组织演化细节的清楚认识。
由于熔体凝固时对流会造成材料组分上的变化，造成杂质条纹等缺陷。
要获得高质量的材料，就要对凝固过程的熔体流动和其稳定性进行深入研究。
借助实时观察方法对凝固过程进行实时原位观察，研究凝固过程中材料表面微观形貌和整体形态的变化以及流体运动，实现动态过程的可视化监测和测量，从中就可获得有关凝固的信息。
随着对凝固理论与晶体生长技术不断深入的研究，发现凝固形态是由晶体界面性质和凝固驱动力场的性质所完全决定的。
界面性质决定了界面形态对驱动力场的响应性质，因而相似的界面性质在相似的驱动力场作用下将产生相似的动力学行为，从而导致相似的界面形态。
固--液界面可以分为两类[1]：规则界面和不规则界面。
规则界面是指正常凝固条件下的平面、胞状和枝晶界面[2]。
理论分析表明，只有当固--液界面能是各向异性时才能形成稳定枝晶界面[3]，通常情况下大多数材料是以稳定枝晶界面生长。
当晶体沿着一定的晶向生长时，如立方晶系的<111>晶向，固--液界面能接近于各向同性[4]，这时将会出现不规则界面。
在这样的条件下，枝晶尖端常常随机分枝，分枝与枝晶干不对称，从而形成不规则界面。
至今已经观察到几种不规则界面，如：倾斜枝晶界面、退化枝晶界面、海藻状晶体界面。
1实验方法
晶体生长室的最大平面放在x-y平面中，观察二维晶体生长。
实验采用了丁二腈-5at%水来作为模拟晶体，测试开始前，试样加热至全部融化并静止一段时间冷却，使得试样内的熔质均匀化。
温度通过采用SWP-T803数字控温仪控温，控温精度0.1°C，可在0°C到200°C范围内任意调节。
加热至一定温度且保持恒定，试样内形成一定的温度梯度，试样放在温度梯度场中。
晶体中温度的测量利用热电偶，晶体生长过程中，根据晶体界面的位置移动热电偶的位置，记录温度值，即可获得温度梯度值。
实验系统见图1，试样放入定向固系统中，使用CKX41型浮雕相衬显微镜可
以直接实时观察固-液界面结构，用CCD相机跟踪拍摄界面生长过程并记录下来。
2实验结果及分析
当合金以在较低速率凝固时，在固液界面上的溶质再分配达到局部平衡，其固液界面以平面向前推进。
在描述平面向胞状转变时，Chalmers的成分过冷理论和Mullins的界面稳定性的动力学理论已被人被所广泛接受。
当“组分过冷”开始出现时，平界面失稳，初始扰动并不是在整个界面上同时均匀地产生，而是在随机的位置上出现溶质富集的凹陷，这时即为平界面遭到破坏时的临界状态。
随着“组分过冷”的增加，扰动向两侧发展。
由于相邻扰动源间距不一定是波长的整数倍，在两波相汇处的波长不等于初始扰动的平均波长。
扰动源处振幅发展较快，而两波交会处，不管其波长大小都趋于被淘汰。
使得其相邻胞有较大的空间横向发展，从而长得很宽；宽度超过一定限度时，端部展平然后凹陷、分叉，使胞间距又减小。
分叉长出的胞之间又相互竞争、淘汰，如此交替反复地演变。
最后形成既不再分叉也不再淘汰的稳定胞晶列。
如图2所示：
(d) (e) (f)
图2 V=1.37µm /s胞晶演变过程
随着凝固速率的增大，当生长速率V接近于某一值时，凝固前沿将变得不稳定，即Mullins-Sekerka 性失稳[5]，将导致胞状晶与枝状晶之间复杂的变换。
胞晶前端的开叉奖随着生长速率得增大，这是竞争和淘汰发展很快，将不断的胞状界面将向树枝状界面转变。
如图3所示：
（c）胞枝界面（d）树枝状界面
图3 V=5.16µm /s时的胞枝转变过程的实时观察
当生长速率增加时，枝晶间距也增加，一些枝晶被淘汰，经过一段竞争生长，生长优先的枝继续分裂，而落后的枝将由于周围枝的相互作用而被抑制。
当凝固的方向接近于某一具有较小的界面张力各向异性方向时，很可能会出现“海藻”结构。
比如，当具有立方结构的晶粒以接近于〈111〉晶面的方向生长时，因为高的对称性，界面张力接近于各向同性，其凝固界面前沿顶端将出现连续的不规则分裂[6]，当温度降低到一定的程度时，将发生“海藻”结构向枝晶结构的转变。
退化枝晶界面的生长条件是，晶体的两个〈100〉晶轴与温度梯度方向成450角，如图4所示：
图4-1海藻晶形态图4-2退化枝晶形态退化枝晶界面处于动态变化之中，二次枝晶臂不断改变着生长方向。
从一
次枝晶的后部向前二次臂的方向逐渐趋向于界面生长方向，生长一段时间后，界面上的一次被邻近的二次臂取代。
图5显示了二次臂的方向逐渐变化和最后趋于界面生长方向的过程。
图5 退化枝晶二次臂的变化
3结论
晶体以较低的速率生长时，其固-液界面以平面或胞状向前推进。
晶体界面形态的演化起源于平界面受到一定的初始扰动，导致平界面失稳，随着扰动的增加，在界面上产生胞晶，经过尖端分叉，竞争，淘汰，从而在界面上形成稳定胞晶列；扰动振幅发展很快的条件下，没有尖端分叉过程，竞争，淘汰发展很快，最终在界面上形成了稳定枝晶列。
只要界面上有胞--枝共存，界面就是不稳定的，随着凝固速率的增大，胞晶将向枝晶转变。
当晶体沿一定的晶向生长时，固--液界面能近似各向同性，枝晶尖端随机分支，形成不规则界面。
温度梯度和界面生长条件在一定范围内变化时，界面可以从一种生长方式变为另一种方式。
退化枝晶界面处于动态变化中，一次臂生长方向不断改变，二次臂生长方向逐渐趋于界面移动方向，界面上的一次臂逐渐被二次臂取代。
