第三章定向凝固.docx

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第三章定向凝固

第三章定向凝固技术

3、1定向凝固技术概论

定向凝固技术就是上世纪60年代,为了消除结晶过程中生成得横向晶界,从而提高材料得单向力学性能,而首先提出得。

目前,定向凝固技术被广泛应用于高温合金、磁性材料、单晶生长、自生复合材料得制备。

定向凝固技术得最主要应用就是生产具有均匀柱状晶组织得铸件。

利用定向凝固技术制备得航空领域得高温合金发动机叶片,与普通铸造方法获得得铸件相比,它使叶片得高温强度、抗蠕变与持久性能、热疲劳性能得到大幅度提高。

对于磁性材料,应用定向凝固技术,可使柱状晶排列方向与磁化方向一致,大大改善了材料得磁性能。

用定向凝固方法得到得自生复合材料消除了其它复合材料制备过程中增强相与基体间界面得影响,使复合材料得性能大大提高。

定向凝固就是指在凝固过程中采用强制手段,在凝固金属与未凝固金属熔体中建立起特定方向得温度梯度,从而使熔体沿着与热流方向相反得方向凝固,最终得到具有特定取向柱状晶得技术。

热流得控制就是定向凝固技术中得重要环节,获得并保持单向热流就是定向凝固成功得重要保证。

伴随着对热流控制技术得发展,定向凝固技术由最初得发热剂法（EP法）、功率降低法（PD法）发展到目前广泛应用得高速凝固法（HRS法）、液态金属冷却法（LMC法）何连续定向凝固法。

3、2定向凝固得理论基础

定向凝固就是研究凝固理论与金属凝固规律得重要手段,定向凝固技术得发展直接推动了凝固理论得发展。

从Chalmers等得成分过冷到Mullins得界面绝对稳定动力学理论,人们对凝固过程有了更深刻得认识。

在定向凝固过程中,随着凝固速度得增加,固液界面得形态由低速生长平面晶→胞晶→枝晶→细胞晶→高速生长得平面晶变化。

无论就是那一种固液界面形态,保持固液界面得稳定性对材料得制备与材料得力学性能非常重要。

因此固液界面稳定性就是凝固过程中一个非常重要得科学问答题。

低速生长得平面晶固液界面稳定性可以用成分过冷理论来判定,高速生长得平面晶固液界面稳定性可以用绝对稳定理论来判定。

但就是,到目前为止,关于胞晶、枝晶、细胞晶固液界面稳定性问题,尚没有相应得判定理论。

（一）成分过冷理论

20世纪50年代Charlmers,Tiller等人首次提出单相二元合金成分过冷理论。

在固溶体合金凝固时,在正得温度梯度下,由于固液界面前沿液相中得成分差别,导致固液界面前沿得熔体得温度低于实际液相线温度,从而产生得过冷称为成分过冷。

这种过冷完全就是由于界面前沿液相中得成分差别引起得。

产生成分过冷必须具备两个条件:

一就是固液界面前沿溶质得富集引起得成分再分配。

由于溶质在固相得溶解度小于液相,当单相合金冷却凝固时,溶质原子被排挤到液相中去,在固液界面液相一侧堆积着溶质原子,形成溶质原子得富集层。

随着离开固液界面距离得增大,溶质分数逐渐降低。

二就是固液界面前沿液相一侧得实际温度分布低于平衡时液相线温度。

在凝固过程中,由于外界冷却作用,在固液界面液相一侧不同位置上实际温度不同。

外界冷却能力越强,实际温度越低;相反,实际温度则高。

如果在固液界面液相一侧溶液中得实际温度低于平衡时液相线温度,由于溶质在液相一侧得富集,将出现成分过冷现象。

（a）（b）

（c）（d）

图3-1合金凝固时得成分过冷分析图,（a）相图;

（b）体系平衡时得液相线温度;（c）因凝固引起得液相一侧成分富集;（d）成分过冷区

对合金而言,其凝固过程同时伴随着溶质再分配,液相得成分始终处于变化中,液相中溶质成分得重新分配,改变了固液平衡温度。

利用成分过冷,可以判定低速生长得平面晶固液界面稳定性,判断合金微观得生长过程。

在固相无扩散,液相有限扩散条件下得定向凝固过程中,保持平界面凝固得成分过冷判据为:

GL/v≥-mLwL（1-k0）/DL

式中,GL为凝固界面液相一侧温度梯度,v为凝固速度,mL为液相线斜率,k0为溶质平衡分配系数,wL为溶质浓度,DL为溶质野象扩散系数。

图3-2就是二元合金Pb-Sn系平面凝固条件。

随着溶质Sn质量分数得增加,固液界面稳定因子（GL/v）要增大,这样才能维持平面凝固条件,抑制胞晶得形成。

多元系得单相合金凝固与二元系单相合金凝固一样,只要温度梯度足够高,凝固速度足够慢,可以获得平界面凝固。

一般来讲,成分过冷理论对判断固液平界面稳定性就是适用得,但由于这一判据就是在一定假设条件下推导得,存在如下局限性:

（1）成分过冷理论就是以热力学平衡态为基点得理论,不能作为描述动态界面得理论依据;

（2）在固液界面上局部得曲率变化将增加系统得自由能,而这一点在成分过冷理论中被忽略了;（3）成分过冷理论没有说明界面形态改变得机制。

快速凝固新技术得出现,发现成分过冷理论已不能适用于快速冷却定向凝固。

因为,快速凝固时,冷却速率很大,按成分过冷理论,GL/v越来越小,更因该出现树枝晶。

但实际情况就是,快速凝固后,固液界面反而能够稳定,产生无偏析得柱状晶组织,得到成分均匀得材料。

（二）绝对稳定性理论

Mullins与Sekerka鉴于成分过冷理论存在得不足,提出了一个考虑溶质浓度场合温度场、固液界面能以及界面动力学得新理论。

该理论揭示,合金在凝固过程中,其固液界面形态取决于两个参数:

GL/v与GL·v,即分别为界面前沿液相温度梯度与凝固速度得商与积。

前者决定了界面得形态,而后者决定了晶体得显微组织,即枝晶间距或晶粒大小。

Mullins得界面稳定动力学理论成功地预言了:

随着生长速度得提高,固液界面形态将经历从平界面→胞晶→树枝晶→胞晶→带状组织→绝对稳定平界面得转变。

近年来对界面稳定性条件所做得进一步分析表明,Mullins得界面稳定动力学理论还揭示着另一种绝对性现象,即当温度梯度GL超过临界值时.温度梯度得稳定化效应会完全克服溶质扩散得不稳定化效应。

这时无论凝固速度如何,界面总就是稳定得,这种绝对稳定性称为高梯度绝对稳定性。

因此,Mullins得界面稳定动力学理论又称为绝对稳定性理论。

3、3定向凝固技术案例

根据成分过冷理论,要使单相合金在定向凝固过程中得到平界面凝固组织,主要取决于合金得性质与凝固工艺参数。

前者包括溶质量、液相线斜率与溶质在液相中得扩散系数,后者包括液相中得温度梯度与凝固速率。

如果被研究得合金成分已定,则靠凝固工艺得选择来控制凝固组织,其中,固液界面液相一侧得温度梯度就是关键因素。

所以定向凝固技术得发展历史就就是不断提高设备温度梯度得历史。

3、3、1发热剂法

图3-3发热剂法定向凝固装置图

1-起始段;2-隔热层;

3-光学测温架;4-浇口杯;5-浇道;

6-发热剂;7-零件;8-水冷铜底座

发热剂法就是定向凝固工艺中最原始得一种,为了造成一个液相温度梯度,零件模壳放在一个水冷铜底座上,并在顶部加发热剂,其装置示意图如图3-3所示。

这种技术生产工艺简单,成本低,但金属熔体内温度梯度低,单向传热条件不易保证,凝固一旦开始便无法对凝固过程进行控制。

而且,重复性差,难以生产高质量部件。

所以,这种方法只适用于小型得定向凝固件生产。

3、3、2功率降低法（PD）

功率降低法就是在发热剂法得基础上发展起来得,图3-4为功率降低法定向凝固装置示意图。

把一个开底得模壳放在水冷底盘上,石墨感应发热器放在分上下两部分得感应圈内。

加热时,上下两部分感应圈全部通电,在模壳内建立所要求得温度场,注入过热熔体。

然后下部感应圈断电,通过调节上部感应圈得功率,在液态金属中形成一个轴向温度梯度。

图3-4叶片功率降低法定向凝固装置图

1-叶片根部;2-叶身;3-叶冠;4-浇道;5-浇口杯;6-模盖;7-精铸模壳;8-热电偶;9-轴套;10-碳毡;11-石墨感应器;12-Al2O3管;13-感应圈;14-Al2O3管泥封;15-模壳缘盘;16-螺栓;17-轴;18-冷却水管;19-铜座

功率降低法凝固过程得导出热量主要就是通过已凝固部分与底盘有冷却水带走。

图3-5为功率降低法定向凝固Mar-M200合金液片铸造时,不同高度得温度分布。

通过选择合适得加热器件,功率降低法定向凝固得初始阶段可以获得较大得液相温度梯度。

但就是在凝固过程中,热传导能力随着离结晶器底部得距离增加而明显降低,温度梯度逐渐减小。

致使所能允许获得得柱状晶区较短,柱状晶之间平行度差,甚至形成放射形凝固组织,合金得显微组织不同部位差异较大。

另外设备相对复杂,且能耗大,限制了该方法得应用。

图3-5用功率降低法铸造Mar-M200合金叶片时不同高度得温度分布

1-叶片顶部;2-叶片根部;3-叶片底部

3、3、3高速凝固法（HRS法）

功率降低法得缺点在于其热传导能力随着离结晶器底座得距离增大,而明显下降。

为了改善热传导,在功率降低法得基础上,结合Bridgman晶体生长技术,发展了一种新得定向凝固技术,即高速凝固法。

高速凝固装置大致与功率降低法相同,只就是多了一个拉锭机构,可使模壳按一定速度向下移动,通过移动模壳,或移动加热器,加强散热。

图3-6为高速凝固法装置示意图。

将底部开口得模壳置于水冷底座上,并置于石墨加热器中。

加热模壳后,注入过热得合金熔液,浇注后保持几分钟,使其达到热稳定,并开始在冷却底座表面生成一层固态金属。

然后模壳以预定速度经过感应圈底部得辐射挡板,从加热器中移出。

为了得到最好得效果,在移动模壳时,固液界面应保持在挡板附近。

图3-6高速凝固法装置图

1-拉模室;2-模室;3-熔室;4-坩埚与原材料;5-水冷感应圈;6-石墨电阻加热器;7-模壳;8-水冷底座与杆

高速凝固法与功率降低法相比具有以下优点:

（1）有较大得液相温度梯度,能改善柱状晶质量与补缩条件,在约300mm高度内可得到完全得柱状晶铸锭;

（2）由于局部凝固时间与凝固区域都变小,故显微组织致密减小了偏析,从而改善了合金凝固组织;

（3）提高凝固速度2~3倍,生长速度v达到300mm/h。

高速凝固法得热量散失,在前期凝固阶段,以水冷底座得对流传热为主,在离开结晶器某一距离后,由于凝固层得热阻作用,水冷底座得对流散热减小,转为以凝固体向四周得辐射散热为主,从而使凝固仍以较快得速度进行。

因此,凝固开始时,对流传热大于辐射传热,当凝固离冷却底座一定距离时,辐射传热等于对流传热,这时可以认为已建立起稳态凝固。

利用热平衡条件,可以推出,

（3-1）

式中:

λL与λS——分别为液相与固相得热导率;GTL与GTS——分别为液相与固相得温度梯度;△h——为结晶潜热;ρS——固相密度;v——凝固速率。

由上式可以瞧出,液相一侧得温度梯度对凝固速度与固相一侧温度梯度就是很敏感得,增大固相一侧得温度梯度,或降低凝固速度都可有效增大液相一侧得温度梯度。

通过以上分析,可以简单总结增大液相温度梯度得途径:

（1）增大固相温度梯度GTS

通过加强固相得散热强度来实现增大固相温度梯度GTS,采用热容量大得冷却剂,导出结晶潜热,以便增大液相温度梯度GTL;

（2）提高合金液相温度

这就是一种直接增大GTL得方法。

但就是液相温度不能无限度提高,要注意模壳得高温强度以及高温下模壳与液态金属得反应。

把靠近凝固前沿得熔体局部加热到更高得温度就是可行得。

（3）加辐射挡板,把高温区与低温区分开,从而加大固液界面附近得液相温度梯度。

辐射挡板可以将模壳移动时,辐射热得损失降低到最小,使加热器内维持相对均匀得温度场;使感应圈到铸件凝固部分表面得辐射热保持最小,从而加强了传热。

3、3、4液态金属冷却法（LMC法）

HRS法就是由辐射换热来冷却得,所能获得得温度梯度与冷却速度都很有限。

为了获得更高得温度梯度与生长速度,在HRS法得基础上,将抽拉出得铸件部分浸入具有高热导率得高沸点、低熔点、热容量大得液态金属中,形成了一种新得定向凝固技术,即液态金属冷却法（LMC法）。

这种方法提高了铸件得冷却速度与固液界面得温度梯度,而且在较大得生长速度范围内可使界面前沿得温度梯度保持稳定,结晶在相对稳态下进行,能得到比较长得单向柱晶。

液态金属冷却法装置简