定向凝固及其应用

,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,定向凝固及其应用,丁国华,2006年12月11日,一,定向凝固的原理,二,定向凝固技术的发展,三,定向凝固的理论基础,四,定向凝固在凝固理论研究中的应用,五,定向凝固在新材料研究与开发中的应用,六,自制定向凝固装置介绍,七,我的研究内容,定向凝固基本原理,定向凝固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，获得具有特定取向柱状晶的技术。,定向凝固技术是在高温合金的研制中建立和完善起来的。该技术最初用来消除结晶过程中生成的横向晶界，甚至消除所有晶界，从而提高材料的高温性能和单向力学性能。,在定向凝固过程中,温度梯度,和,凝固速率,这两个重要的凝固参数能够独立变化，可以分别研究它们对凝固过程的影响。这既促进了凝固理论的发展，也激发了不同定向凝固技术的出现。,定向凝固技术的发展,传统定向凝固技术,新型定向凝固技术,发热铸型法,功率降低法,快速凝固法,液态金属冷却法,区域熔化液态金属冷却法,激光超高温度梯度快速定向凝固,电磁约束成形定向凝固技术,深过冷定向凝固技术,侧向约束下的定向凝固技术,对流下的定向凝固技术,重力场作用下的定向凝固技术,In situ and real-time imaging,发热铸型法和功率降低法,将熔化好的金属液浇入一侧壁绝热，底部冷却，顶部覆盖发热剂的铸型中，在金属液和己凝固金属中建立起一个自上而下的温度梯度，使铸件自上而下进行凝固，实现单向凝固。,石墨感应发热器放在分上下两部分的感应圈内。加热时上下两部分感应圈全通电，在模壳内立起所要求的温度场然后注入过热的合金熔液。此时下部感应圈停电，通过调节输入上部感应圈的功率，使之产生一个轴向温度梯度。,这种方法由于所能获得的温度梯度不大，并且很难控制，致使凝固组织粗大，铸件性能差，因此，该法不适于大型、优质铸件的生产。但其工艺简单、成本低，可用于制造小批量零件。,快速凝固法和液态金属冷却法,快速凝固法是铸件以一定的速度从炉中移出或炉子移离铸件，采用空冷的方式，而且炉子保持加热状态。这种方法由于避免了炉膛的影响，且利用空气冷却，因而获得了较高的温度梯度和冷却速度,，所获得的柱状晶间距较长，组织细密挺直，且较均匀，使铸件的性能得以提高，在生产中有一定的应用。,液态金属冷却法是在快速凝固法的基础上，将抽拉出的铸件部分浸入具有高导热系数的高沸点、低熔点、热容量大的液态金属中。这种方法提高了铸件的冷却速度和固液界面的温度梯度，而且在较大的生长速度范围内可使界面前沿的温度梯度保持稳定，结晶在相对稳态下进行，得到比较长的单向柱晶。,常用的液态金属有Ga-In合金和Ga-In-Sn合金，以及Sn液，前二者熔点低，但价格昂贵，因此只适于在实验室条件下使用。Sn液熔点稍高(232)，但由于价格相对比较便宜，冷却效果也比较好，因而适于工业应用。该法已被美国、前苏联等国用于航空发动机叶片的生产。,区域熔化液态金属冷却法,该方法将区域熔化与液态金属冷却相结合，利用感应加热集中对凝固界面前沿液相进行加热，从而有效地提高了固液界面前沿的温度梯度。最高温度梯度可达1300K/cm，最大冷却速度可达50K/s。,激光超高温度梯度快速定向凝固,激光能量高度集中的特性,使它具备了在作为定向凝固热源时可能获得比现有定向凝固方法高得多的温度梯度的可能性。,在激光表面快速熔凝时，凝固界面的温度梯度可高达510,4,K/cm,凝固速度高达数米每秒。但一般的激光表面熔凝过程并不是定向凝固，因为熔池内部局部温度梯度和凝固速度是不断变化的，且两者都不能独立控制；同时，凝固组织是从基体外延生长的，界面上不同位置的生长方向也不相同。,深过冷定向凝固技术,基本原理是将盛有金属液的坩埚置于一激冷基座上，在金属液被动力学过冷的同时，金属液内建立起一个自下而上的温度梯度，冷却过程中温度最低的底部先形核，晶体自下而上生长，形成定向排列的树枝晶骨架，其间是残余的金属液。在随后的冷却过程中，这些金属液依靠向外界散热而向已有的枝晶骨架上凝固，最终获得了定向凝固组织。,一旦形核,生长速率很快,基本上不受外界散热条件的影响。可以免除复杂的抽拉装置。,另外,凝固速度快,时间短,可大幅度提高生产效率。,电磁约束成形定向凝固技术,该技术利用电磁感应加热熔化感应器内的金属材料，并利用在金属熔体表层部分产生的电磁压力来约束已熔化的金属熔体成形。同时，冷却介质与铸件表面直接接触，增强了铸件固相的冷却能力，在固液界面附近熔体内可以产生很高的温度梯度，使凝固组织超细化，显著提高铸件的表面质量和内在综合性能。,电磁约束成形定向凝固工艺将成为一种很有竞争力的定向凝固技术。但该技术涉及电磁流体力学、冶金、凝固以及自动控制等多学科领域，目前还处于研究阶段。,侧向约束下的定向凝固技术,随着试样截面的突然减小，合金凝固组织由发达的粗枝状很快转化为细的胞状。随着凝固的继续进行，胞晶间距继续增加，之后胞晶间距保持基本恒定，凝固进入新的稳态，最后当试样截面由小突然增大时，凝固形态也由胞状很快转化为粗枝状。,改变试样的局部冷却条件促使凝固过程发生变化。,对流下的定向凝固技术,在加速旋转过程中造成液相强迫对流，由于极大的改变热质传输过程而引起了界面形貌的显著变化，导致糊状区宽度显著减小。,液相快速流动引起界面前沿液相中的温度梯度极大的提高，非常有利于液相溶质的均匀混合和材料的平界面生长，枝晶生长形态发生显著的变化，由原来具有明显主轴的枝晶变为无明显主轴的穗状晶，穗状晶具有细密的显微组织。,重力场作用下的定向凝固技术,微重力下的晶体生长，由于重力加速度减小而有效的抑制了重力造成的无规则热质对流，从而获得溶质分布高度均匀的晶体；,超重力下的晶体生长，通过增大重力加速度而加强浮力对流，当浮力对流增强到一定程度时，就转化为层流状态，即重新层流化，同样抑制了无规则的热质对流。,In situ and real-time imaging,synchrotron X-ray imaging,tert butyl alcohol-water system,定向凝固技术小结,纵观定向凝固技术的发展,人们在不断地提高温度梯度、生长速度和冷却速度,以得到性能更好的材料。而温度梯度无疑是其中的关键,提高固液界面前沿的温度梯度在理论上有以下途径:,缩短液体最高温度处到冷却剂位置的距离,;,增加冷却强度和降低冷却介质的温度,;,提高液态金属的最高温度,。,随着试验技术的进步,新的定向凝固技术必将满足不同合金的特性。目前新兴的凝固技术如冷坩埚定向凝固技术、软接触陶瓷壳定向凝固技术、双频电磁约束成形定向凝固技术等,这些无坩埚熔炼、无铸型、无污染的定向凝固成形技术会成为未来发展的焦点,在未来的发展中会日渐成熟。,原位实时观察技术为直观的观测凝固过程提供了有效的手段。,定向凝固的理论基础,固液界面形态的选择,定向凝固时的枝晶生长,成分过冷理论,界面稳定性的动力学理论,特征长度,枝晶生长,一次间距选择的历史相关性,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。,如对于溶质分配系数小于1的合金体系,随着凝固的进行,部分溶质在界面处的液相中富集,并形成一定的溶质梯度,与这种溶质梯度相对应的液相线温度,T,L,(,x,)与真实温度,T,q,(,x,)分布之间有不同的值,其差值,T,(,x,)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。平界面凝固的稳定条件为无成分过冷区,即:,不同类型合金平界面凝固条件,共晶合金平界面凝固的条件为,偏晶合金平界面凝固的条件为,包晶反应合金平面凝固条件为,成分过冷理论的不足之处,以热力学平衡态为基点的理论能否作为描述动态的理论根据。,在固液界面上引入局部的曲率变化要增加系统的自由能，这一点被成分过冷理论忽略了。,成分过冷理论没有说明界面形态改变的机制。,成分过冷理论不适用于快速凝固领域。因为凝固速度很大时，G/R值越来越小，更应该出现树枝晶，但实际情况是快速凝固后，固液界面反而又稳定起来，产生无特征无偏析的组织，得到成分均匀的材料。,界面稳定性的动力学理论,也称为绝对稳定理论、MS稳定性理论。Mullins和Sekerka鉴于成分过冷理论的不足，提出一个考虑了溶质浓度场和温度场、固液界面能以及界面动力学的理论。研究了温度场和浓度场的干扰行为、干扰振幅和时间的依赖关系以及它们对界面稳定性的影响,总结出平界面绝对稳定性判据为：,固液界面达到绝对稳定的临界生长速率为,MS稳定性理论的不足之处,MS稳定性理论预言,在高速凝固时,固液界面将恢复平面状生长,即达到所谓的绝对稳定性。但该理论未能给出在低速下,平界面失稳后得到胞晶、进而得到树枝晶后至绝对稳定性这一广阔区间内界面形态的转变过程。,MS稳定性理论只适用于稀溶液，并且忽略了凝固速率对溶质分配系数的影响。,在固液界面的形态演化中，生长速率一方面促进成分过冷效应增大的作用,另一方面又促进界面曲率效应强化的作用。在生长速率较低的近平衡条件下,前者占主要地位,对固液界面的影响较大,后者虽然对固液界面也有作用,但是更多的是促进成分过冷加剧,使界面的稳定性降低。但两者相等时,即表明界面曲率效应的作用同成分过冷的作用相抵消,达到了界面的绝对稳定。,实例,Al-Cu合金凝固过程中在液相温度梯度为210,4,K/m时界面稳定与合金成分,C,0,和界面速度,R,（凝固速度）的关系,不同成分的Al-Cu合金凝固时界面稳定性与各参数间的关系。在非常高的界面速度下，界面是绝对稳定的，这个稳定界限和液相的温度梯度无关；在很低的界面速度下界面也是稳定的；只在中等的界面速度下界面才是不稳定的。,高梯度绝对稳定性,在过去的理论和实验研究中,关注的是凝固速率而忽视温度梯度的影响。近年来对M S 理论界面稳定性条件所做的进一步分析表明,M S 理论还隐含着另一种绝对稳定性现象,即当温度梯度,G,超过一临界值,G,a 时,温度梯度的稳定化效应会完全克服溶质扩散的不稳定化效应,这时无论凝固速度如何,界面总是稳定的,这种绝对稳定性称为高梯度绝对稳定性。,由于没有明确的理论判据以及实验技术的限制,在过去的研究中,高梯度绝对稳定性被不适当地忽视了。对大多数合金,实现高梯度绝对稳定性的临界温度梯度在5000K/cm 以上,远远超过常规的定向凝固方法所能达到的温度梯度。,KF稳定性判据,Kurz和Fisher在MS稳定性理论的基础上做了一些简化，得到KF稳定性判据：,特征长度,有以下3个特征长度影响定向凝固的组织：,（1）溶质扩散长度,（2）热扩散系数,（3）毛细管长度,对纯金属：,对合金：,组织特征长度,组织特征长度,Trivedi和Kurz将各种组织特征长度收集在表1.1中,a,b,c,枝晶尖端半径,1/2,0,1/2,共晶间距,1/2,0,1/2,高凝固速率时的一次枝晶间距,1/2,0,1/2,低凝固速率时的一次枝晶间距,1/4,1/2,1/4,二次枝晶间距,1/3,1/3,1/3,成分过冷理论的临界凝固速率,1/3,1/3,1/3,绝对稳定理论的临界凝固速率,1/2,0,1/2,定向凝固时界面失稳的临界条件,定向凝固时界面失稳的临界条件,（1）低R时，服从成分过冷理论平界面向胞状转化条件为,（2）高R时，服从绝对稳定理论，胞晶向平界面转化条件,（3）低R时，胞晶向枝晶转化条件为,（4）高R时，枝晶向胞晶转化条件为,等温界面下的枝晶生长,等温界面下的枝晶生长,Bower、Flemings等提出枝晶尖端的过冷度为,假设在任何枝晶间空间的一个体积元中液相组成是接近均匀的，而且为相图中的液相线所限定；其次固液界面上温度是一样的。这个公式只在高的温度梯度和低的生长速率时适用。支持等温界面的有2种模型：枝晶尖端是半球形；另一种是回转抛物面。,不等温界面下的枝晶生长,Burden和Hunt提出一个说明凝固速率和温度梯度对胞晶和枝晶尖端温度影响的模型。,Trivedi