定向凝固技术的发展与应用摘要：定向凝固技术是指利用一定的设备，在一定的工艺条件下使材料的组织具有特殊取向从而获得优异性能的工艺过程。
定向凝固技术是伴随着高温合金的发展而逐步发展起来的。
本文综述了定向凝固技术的定向凝固理论，对比分析了不同定向凝固方法的优缺点，并从四个方面论述了提高温度梯度的途径，最后对定向凝固技术的发展及应用前景做了展望。
关键词：定向凝固；工艺特点；温度梯度；应用1.引言凝固是材料制备与加工的重要手段之一，先进的凝固技术为先进材料开发与利用提供了技术条件。
凝固过程中包含了热量、质量和动量的传输过程，它们决定了材料凝固组织和成分分布，进而影响材料性能。
近20年中，不仅开发出许多先进凝固技术，也丰富和发展了凝固理论。
其中，先进凝固技术主要集中于如下几种类型：定向凝固、快速凝固与近快速凝固技术、外加物理场（压力场、电磁场、超重力或微重力场）中的凝固技术以及强制流动条件下的凝固技术等。
定向凝固技术是对金属材料进行凝固过程进行研究的重要手段之一，可用于模拟合金的凝固过程，制备高质量航空发动机定向和单晶叶片等。
同时，也是研究固液界面形态及凝固组织行之有效的技术手段。
定向凝固技术的出现是涡轮叶片发展过程中的一次重大变革。
铸造高温合金叶片的制造工艺经历了从等轴晶铸造到定向单晶凝固的发展过程，不仅在晶粒结构的控制上取得了很大进展，而且铸造性能也有了很大提高，常规的铸造高温合金尽管有较高的耐温能力，但材料的中温蠕变强度较低。
定向凝固技术能够使晶粒定向排列，在垂直于应力方向没有晶界，同时由于沿晶粒生长的（001）方向具有最低的弹性模量，这样将大大降低叶片工作时因温度不均匀所造成的热应力，因此使蠕变断裂寿命和热疲劳强度得到很大提高，如DS Mar-M200+Hf比等轴晶合金热疲劳性能提高了8倍。
此后，随着各种定向凝固技术的不断发展，固液界面前沿的温度梯度不断增大、冷却速率逐渐提高，定向生产的叶片综合性能也日益提高。
2.定向凝固理论2.1 成分过冷理论Chalmers 、Tiller [1, 2]等人在研究中发现在合金中液固界面前沿由于溶质富集将会产生“成分过冷” 导致平界面失稳而形成胞晶和枝晶，首次提出了著名的“成分过冷”判据：000(1)L L L m C k G V k D -≥ （1）式中，L G 为液固界面前沿液相温度梯度； V 为界面生长速度；L m 为液相线斜率；0C 为合金平均成份； 0k 为平衡溶质分配系数；L D 为液相中溶质扩散系数。
据此可以得到平界面稳定生长的临界速度：0L L CS G D V t =∆ （2）式中，000(1)L t m C k ∆=-，0t ∆是合金平衡结晶温度间隔。
成分过冷理论是判断液固界面稳定性的第一个简明而适用的判据，对平界面稳定性，甚至胞晶和枝晶形态稳定性都能够很好的做出定性的解释。
但是，成份过冷理论没有考虑界面张力的稳定化效应，因此对平界面失稳后界面的尺度特征没有任何说明;没有考虑固、液相之间在传热和传质方面的差异对界面稳定性的影响；把平衡热力学应用到非平衡动力学过程中，必然带有很大的近似性。
2.2 .绝对稳定理论鉴于成分过冷理论存在不足，Mulllns 和Sekerka [3-7]提出了考虑溶质浓度场和温度场、固液界面能以及界面动力学的绝对稳定理论（MS 理论）。
在运算时，假定固液界面处于平衡，表面能为各向同性、无对流，在平的固液界面上有干扰，推导出的界面温度为:**L S m m m T T T T T T κ==+∆=-Γ式中，*L T 为界面液相温度； *S T 为界面固相温度； m T 是平面凝固界面的熔点； Γ是Gibbs-Thomson 数；κ为曲率（曲面凹向液面时为正）。
依据该理论推导出的界面失稳公式为：220L L C m D m G T V k ≤Γ 式中，C G 是溶质质量分数梯度。
根据绝对稳定理论，可概括出下列几点[8]：（1）快速凝固时，界面张力总是起到稳定固液界面的作用；（2）快速凝固时，溶质原子总是起到破坏固液界面稳定的作用；（3）平衡溶质分配系数越小，对绝对稳定区的平衡凝固条件要比成分过冷区的越苛刻；（4）快速凝固时，宏观的扩散边界层变得很薄，大约只有几个原子层，固液界面前进的速率超过溶质原子在液相中的扩散速率，使得在固液界面的局部不平衡不起作用，导致完全的溶质截留。
绝对稳定理论虽然己能应付快速凝固时的平衡凝固条件，但尚在不断完善中。
如该理论只适合于稀溶液，即低溶质质量分数的情况，且忽略了凝固速率对溶质分配系数的影响。
3. 定向凝固的种类及特点定向凝固技术按工艺大致可以分为以下几种:3.1 发热剂法[9]（EP 法）发热剂法是定向凝固工艺中最原始的一种，为了造成一个温度梯度，零件模壳放在一个水冷铜座上，并在顶部加发热剂。
这种工艺生产成本低，但无法保证重复性，难以生产高质量的发动机高温叶片。
3.2 功率降低法（PD 法）这种工艺在于控制位于铸件外部的炉子的功率。
因此，铸件的温度可以控制，并可按要求调整功率下降的速度以得到稳定的凝固速度。
铸型加热感应圈分为两段，铸件在凝固过程中不移动。
当模壳被预热到一定过热温度时，向型壳内浇入过热的合金液，切断下部电源，上部继续加热，从而在铸型内形成一定的温度梯度，以此来控制晶粒长大。
这种工艺可达到的温度梯度最小，在10 ℃/cm 左右，因此制出的合金叶片长度受到限制，并且柱状晶的平行度差，甚至产生发射状凝固组织。
合金的纤维组织在不同部位差异较大。
3.3快速凝固法（HRS法）快速凝固法是对功率降低法的进一步改进，是现在实验室和工业生产中广泛应用的一种工艺。
它与PD法的主要区别是:铸型加热器始终加热，在凝固时，铸件与加热器之间产生相对移动，另外，在热区底部使用辐射挡板和水冷套，在挡板附近产生较大的温度梯度，以此来实现降低功率，从而控制晶粒长大。
HRS 法较PD法凝固速率增加了近四倍，辐射挡板对提高温度梯度具有重要的作用，HRS法所做的这些改进，加强了系统的散热能力，使温度梯度值较PD法增加了两倍，大大缩小了凝固前沿的两相区，局部冷却速度较快，热传导条件较稳定，有利于长叶片的生产。
此法的特点是铸件以一定抽拉速度从炉子中移出，或者炉子移离铸件。
在这两种情况下，炉子均保持全功率。
HRS法可以细化组织，提高机械性能，是目前高温合金精铸定向凝固技术中应用最为广泛的一种方法，其缺点是凝固开始时热传导不够稳定，随着凝固过程的进行，热传导通道变长，影响热传导效果。
3.4液态金属冷却法（LMC）该方法的工艺过程与HRS法基本相同。
当合金液浇入铸型后，按照预定的速度将铸型拉出炉体，浸入金属液（如锡、稼锢合金等），金属液保持在一定温度范围内，并使其水平面保持在凝固的固液界面附近处，用液态金属冷却铸型，以此来进行导热，以控制晶粒长大。
与PD法及HRS法相比，无论是局部凝固时间，还是糊状区宽度，液态金属冷却法的都最小，而且液态金属冷却法的G L 和R都是最大，从而冷却速率最大。
因此用液态金属冷却法定向凝固的高温合金的纤维组织比较理想。
3.5流态床冷却法[10]（FBQ法）Nakagawa等首先用流态床法来获得很高的G L，进行定向凝固。
用流态化的150号ZrO2粉作为冷却介质。
Ar气用量大于4000 cm3/min，冷却介质温度保持在100~120 ℃。
在相同条件下，液态金属冷却法的温度梯度为100~300 ℃/cm，而流态床冷却法为100~200 ℃/cm，FBQ法基本可以得到液态金属冷却法那样高的温度梯度，而且没有大多数液体金属冷却剂所固有的污染之害，是非常经济和具有广阔应用前景的定向凝固技术。
此外，定向凝固技术的方法还有区熔融化法、区熔液态金属冷却法[11]、EFG 法和Battelle法[12]等。
4.提高温度梯度的途径从定向凝固技术的发展过程可以看出，获得高温度梯度的基本原则可考虑如下几个方面：（1）提高凝固界面前沿处熔体的温度以强化输入界面的热流是提高G L的有效方法。
目前先进的定向装置多采用双区加热器来提高凝固界面前沿附近区域熔体的温度以增加G L，而在距界面较远处炉温则维持在不很高的温度，以避免合金熔体过热以及损害模壳与炉膛；（2）强化已凝固相内的散热，以提高凝固界面固相侧的温度梯度G S，由凝固界面的热平衡可得液相侧温度梯度G L=K S G S/K L-ΔHR/K L，式中ΔH为凝固潜热，K L、K S分别为液相、固相的导热系数，从上式中可以看到，强化固相侧的冷却能力，提高G S可相应提高G L；（3）改善高温加热区与低温冷却区间的隔热，用隔热性能较好的挡板保持两区间尽可能高的温度差，可有效地加大界面前沿的温度梯度G L；（4）在定向凝固过程中控制凝固界面在隔热挡板附近，也有利于G L的提高。
实验表明，在热、冷两区间的隔热挡板附近热流密度值最大，在生长过程中采用计算机控制，使凝固界面维持在挡板附近可使G L显著提高。
5. 结束语定向凝固技术最初用来消除结晶过程中生成的横向晶界，从而提高材料的单向力学性能[13]。
由于定向凝固技术能得到一些具有特殊组织取向和优异性能的材料，因而自它诞生以来得到了迅速发展[14]，目前已被广泛地应用于半导体材料、磁性材料以及复合材料的生产。
同时，定向凝固技术的出现也为凝固理论的研究和发展提供了实验基础。
因为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，从而可以分别研究它们对凝固过程的影响。
此外，定向凝固组织非常规则，便于准确测量其形态和尺度特征。
近些年来，随着定向凝固技术的发展，定向凝固的试验研究也不断深入[15]。
参考文献[1]Rutter J W, Chalmers B. A prismatic substructure formed during solidification ofmetals[J]. Canadian Journal of Physics, 1953, 31(1): 15-39.[2]Tiller W A, Jackson K A, Rutter J W, et al. The redistribution of solute atomsduring the solidification of metals[J]. Acta Metallurgica, 1953, 1(4): 428-437. [3]Mullins W W, Sekerka R F. Morphological stability of a particle growing bydiffusion or heat flow[J]. Journal of applied physics, 1963, 34(2): 323-329.[4]Mullins W W, Sekerka R F. Stability of a planar interface during solidification ofa dilute binary alloy[J]. Journal of applied physics, 1964, 35(2): 444-451.[5]Sekerka R F. A Stability Function for Explicit Evaluation of theMullins‐Sekerka Interface Stability Criterion[J]. Journal of Applied Physics, 1965, 36(1): 264-268.[6]Sekerka R F. Application of the time-dependent theory of interface stability to anisothermal phase transformation[J]. Journal of Physics and Chemistry of Solids, 1967, 28(6): 983-994.[7]Sekerka R F. Morphological stability[J]. Journal of Crystal Growth, 1968, 3:71-81.[8]尧和, 壮麒, 万奇, 等. 凝固技术[M]. 机械工业出版社, 1998.[9]金属凝固原理[M]. 机械工业出版社, 2000.[10]定向凝固共晶材料[M]. 冶金工业出版社, 1989.[11]M etals M. Materials Society[J]. Warrendale, Pa, 1998: 377.[12]吉田, 江岛. 日本金属学会报, 14 (1975)[J]. P291.[13]铸钢和铸造高温合金及其熔炼[M]. 西北工业大学出版社, 1985.[14]杨森, 黄卫东, 林鑫, 等. 定向凝固技术的研究进展[J]. 兵器材料科学与工程,2009 (2): 44-50.[15]周振平, 李荣德. 定向凝固试验研究现状[J]. 特种铸造及有色合金, 2003 (2):35-38.。