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。
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。
kTM R2 mLGDL2
1
固液界面达到绝对稳定的临界生长速率为
R
mLC0 (1 k)DL k 2
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。
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：
G
mGc
k R2 D2
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
D lS R
（2）热扩散系数
lT
T0 GTL
（3）毛细管长度
对纯金属：
lC
cL h
对合金 ：
lC T0
abc 1
组织特征长度
组织特征长度 li A(lT )a (lS )b (lC )c a b c 1
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。
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
发功快液
区激深电侧对重
热率速态
域光过磁向流力
铸降凝金
熔超冷约约下场
型低固属
化高定束束的作
法法法冷
液温向成下定用
却
态度凝形的向下
法
金梯固定定凝的
属度技向向固定
冷快术凝凝技向
却速
固固术凝
In situ and real-time imaging
法
定 向
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Ga 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。
定向凝固的理论基础
成分过冷理论 固液界面形态的选择
界面稳定性的动力学 理论
特征长度 定向凝固时的枝晶生长 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 与 其种 真 差溶 实 值质 温T(x梯 度)大度Tq于(相x零)分对时布应,意之的味间液着有相该不线部同温分的度熔值TL体(,x) 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:
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。
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
1/3
1/3
1/3
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
lS lT
（2）高R时，服从绝对稳定理论，胞晶向平界面转化条件
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。
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：
GL R
mL (1 k0 DL k0
)
C0
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
GL mL (wE wc0 )
R
DL
GL mL (wL2 wC0 )
R
DL
包晶反应合金平面凝固条件为
GL mL (wLp wC0 )
R
DL
Байду номын сангаас
成分过冷理论的不足之处
实例
Al-Cu合金凝固过程中在液相温度 梯度为2×104K/m时界面稳定与 合金成分C0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。
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。
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。
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: ①缩短液体最高温度处到冷却剂位置的距离; ② 增加冷却强度和降低冷却介质的温度; ③提高液态金属的 最高温度。
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。
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。
Trivedblcai i和Kurz将各种组织特征长度收集在表 1.1中