过程建模的晶粒选择外文文献翻译、中英文翻译
过程建模的晶粒选择外文文献翻译、中英文翻译,过程,进程,建模,晶粒,选择,外文,文献,翻译,中英文
过程建模的晶粒选择P. 卡特,D.C. 考克斯,C.A. 贾丁, R.C.李德英国剑桥彭布罗克街,劳斯莱斯技术中心,剑桥大学材料科学与冶金学院于1999年7月23收到论文;1999年10月11收到的修订后的论文摘要 过程建模的核心是单晶铸件凝固过程中的晶体的挑选,过程模型目前已广泛应用于一些特殊应用的燃气涡轮发动机制造中。该模型热分析基础是浇铸熔化金属时传热的热模型。随后,定向凝固过程使用了自动化技术的操作,使得颗粒在凝固过程中有了较大增长。为了验证模型正确性,试验之前已经在商业专用的单晶铸造炉进行了处理。热循环模型建立和对周围的颗粒大小的测量,是选择一些热模型关键参数重要指标。晶粒结构的演变过程在颗粒增长中使用了其中的一些分析技术,包括显微镜的定位成像。结果可以和模型中精密的预测进行比较。结果表明,该模型能够实现凝固方向分布的统计描述,也可以对001号晶体极点进行测量。该模型用于影响晶粒增长的几何因素和晶粒选择的研究,特别是对于二级001号晶体的研究。关键词:高温合金;单晶;凝固;处理;建模1 引言 众所周知,熔模精密铸造现在通常是用来制备几何形状非常复杂的镍合金单晶涡轮叶片。熔模精密铸造在过去20年来迅速发展,对现代航空发动机的涡轮入口温度稳步增加作出了重大贡献; 增加速率大约平均每年增加0.5%,在过去二十年里没有显示出放慢的迹象。不太为人所知的是,单晶性能一直沿用001号晶体,这是晶粒选择的结果,因为它通常首选的相比较来说是有利的生长方向。有些沿用001或111号晶体 ,这是偶然的现象,如果不是这样的话,单晶涡轮叶片不可能会被广泛的应用。然而,尽管001晶体倾向于完美 ,但是单晶涡轮叶片往往受限于一个条件,就是远离离心负载的确切方向,也许最多会到15 。这种情况需要考虑实际成本的影响,并因此,必须在价格和性能作出合理权衡。这种情况要求,应适当注意在铸造和晶粒选择过程中的影响因素,这是本文研究的一个方向。过程建模所描述,这是根据传热的热分析制造出的一个商业铸造炉,和计算机自动机枝晶生长的模拟。为了验证模型,一些铸件已有模型并经过技术性分析,重点应该注意模型参数的选择。该模型用于影响晶粒的增长几何因素和两个晶粒选择的研究。2 背景 由于铸件的一个组成部分纳入单晶形式可能直接取决于对树枝状结晶突性增长,为何产生的效果那么明显这是值得简要探讨。众所周知的,该树突增长率V取决于当前的突起下D-Ttip冷却温度线,此线低于平衡液相线温度。在一般情况下有一些影响程度都不及冷却温度,比如热扩散,然而接口动力学和表面毛细对树突状生长的影响却远离超冷温度的范围,所以树突生长作出的贡献较小,并且枝晶生长率仅受溶质扩散率的控制。在这种情况下,一个可行的模式是提倡双反共同的负担,该枝晶生长速度v增加与D-Ttip温度线成正比。因此,树突与失调最大梯度温度不太一致,增长速度必须快于枝晶生长速度,从而远落后于生长速度。这种效应使不结合的颗粒来夹断欠完全一致颗粒,例如,通过第二方的增长和第三边的增长所描述的图2-1 。这张图片的竞争增长首次被沃尔顿和查理提出。图2-1 示意图说明树突状增长的性质,晶粒的成长过程和顺利定向挤压颗粒。随后,树突动力学模式逐渐完善,例如,被库尔兹,基文路和特里维迪等人所提出D-Ttip温度线取决于温度梯度G,速度v,混合物C,液相线坡度M和分割系数K。然而,由于制定了的模型适用于二元合金和覆盖多系统扩大理论,通常是那些最实际的利益,还没有进行严格的意义。绕过这一困难,博瓦迪利亚等人采用了二元值Co,mL和K所规定的根据在分割系数K和液相斜坡mli必须从二元相图表估计。然而,尽管这是一个合理的工作延伸假但是设它必须被视为真实现象。一个特别的困难是缺乏任何实际处理,邻近的树突相互作用的溶质浓度领域之间轻微失调,但最近已取得一些方面的进展。在原则上相场方法可以处理这种现象。在本文件中随机处理树突颗粒的增长将被应用,近来甘丁和瑞帕等人推进了此发展。值得注意的是,该模型能够考虑到局部的曲率增长线。然而,这和上述因素表明,任何微观结构的预测演变将依赖这个做精确的热模型。出于这个原因,为了取得了建设一个切合实际的热模型付出相当大努力,此热模型制作以商业单晶铸造炉传热为基础 。由于这里主要是关注的颗粒甄选过程,特别是将重点放在确保热传导附近的颗粒准确选择。3 实验细节3.1铸造应用程序详情一个完整仪表工业定向铸造炉(罗尔斯罗伊斯公司的研究和发展铸造,英国布里斯托尔)用于本研究。在这里铸造炉简短详细情况将以一个很完整的设计说明书供读者参阅。从本质上讲,它包括一个中央炉膛,低真空感应熔炼炉,及其以上部分。请看图Fig. 2. 之前铸造,所有三个分别疏散了部分压力约1000 帕,并将模具提到炉膛, 这是预先加热至高于熔点使用石墨阻力因素收缩。整个组合的再平衡允许铸造若干小时之前进行。Fig. 2.示意图 炉膛,外壳模具,冷铜,石墨加热元件和挡板。第二代单晶合金CMSX - 4 用于本研究其化学成分是见表1 。感应到熔化后,在上炉膛的温度达到1500 以上,模具炉膛是安装在水冷铜的中心。目前热量是通过一系列的水冷挡板绝缘,其中也担任辐射防护装置,并因此或多或少保持垂直方向热流的撤离; 因此,有效地保证定向凝固远离温度较低的地方。暂停工作以后,能够阻值完全填料发生,模具被撤回之前能较快明确的选择简化版和水冷式挡板; 在本实验中保持0.06mms速度撤离。表1 CMSX - 4化学成分3.2 模具设计石蜡复制模型,压板,精简,选择和和测试部分组装件。其中这些测试线(体积1212165mm3)都是被选择安装在双螺旋颗粒上,而且又置于圆柱简化版块(高25mm直径20mm)之中。一个单一的铸造包括8个这样的测试线,被安排在一个圆形传送带之中,见图Fig. 3底部的中央冒口通过一系列的垂直的滑行装置连接到启动块。制造了4根铸造件总共生产了32根测试线。该模型,然后涂有多层陶瓷浆料得到几个毫米厚外壳。涂料干燥后,石蜡在蒸汽炉中被蒸发掉。随后加热绿色模具去除遗留下的蜡,并烧结以加强陶瓷外壳部分。Fig. 3蜡涂层的陶瓷浆料照片。可以清楚地看到正在运行的系统。3.3 仪表炉及模具 为了能够允许寒铜附近的额外仪器存在提出了若干措施修改火炉,特别是为了验证模型。寒铜的底下,真空端口上安装的抽水机,允许10多个热电偶置于模具中。此外,在冷铜厚度的一半的一个洞中径向放一个热电偶。热电偶的定位件是塑料容器中的蜡复制品。在加热后这些被塑料容器被移走,离开模具外壳。在模具已被定位在冷板上,B型热电偶被定位的模具上; 这些被保留在氧化铝上的熔化合金为防止金属损失提供保护。热电偶加入到仪表织机然后通过记录钢板冲压真空设备的数据。在铸造的数层陶瓷时热电偶延长,仪表机被保护,见图Fig.4 。Fig.4模具铸造之前仪器照片;炉中可以看到背景。在铸造中,需要对冷铜的气温记录。因为它们的位置是在传送带上,而每个传送带由八个启动块组成。这样的话,我们就可以尽量减少热电偶中热量损失。热电偶位置描述如图Fig.5在铸造中,数据记录的时间间隔为0.01s,设备中使用两台计算机配备专门的商业数据采集软件。听过使用4MHz低通滤波器和屏蔽热电偶延伸电缆使得热电偶信号电气噪声有所减少。Fig.5热电偶的位置,寒铜,启动块和颗粒选择器。3.4铸件微结构分析 铸造后,每个试件方向由使用图表法的劳厄模式自动标引所确定,这是需要进过审查的。对于每一个铸件,三个独立的数据均由图表法产生。在启动块上观察微结构横向和纵向的特点。根据之前的分析,每一部分表面的需要抛光到1m,然后磨光,再放入硅溶胶中20分钟。然后决定使用已安装5800LV电子显微镜扫描晶粒尺寸和质地的分布,整个零件部分的电子背散射衍射(EBSD)收集经常利用边缘长为10-50毫米有规律的正栅。有一些比较典型的情况,比如横向部分有3000节栅格,垂直部分有60000节栅格,这些后来靠已编入的索引和晶界的方法来确定。晶粒尺寸:密度的关系是以这种方式确定,相比使用传统的光纤金属组织学获得结果。4 启动装置中的传热:建模和测量 彻底的说明传热这一过程将需要模拟 1 浸泡炉膛的平衡温度分布2 熔化模具的填充过程 3 通过挡板撤出模具的部件。然而,此模拟即使有计算机和一些必需的简化假设但是这依旧是一个重大的挑战。在浸泡模具和炉期间,传热主要是通过炉加热元件的辐射和模具炉衬的传导;在融化时对流换热当然是重要的:撤回期间需要很少的浇注量,由于抽水机一段时间内的位置不变使得液体稳定。因此,在目前的模式下,模具填充尚未得到审议。应用三维有限元分析软件ProCAST模仿浸泡和撤离过程温度:时间的边界条件和温度变化取决于材料属性。在浸泡时,熔融合金在模腔里是绝热的,因为模具占据了所有突起的位置。然后模具平衡炉墙和石墨电阻元素,使用光学高温计测量内部合金温度为1515C。一旦达到平衡,绝热边界条件被去除,并被实际的界面传热系数和表面特性所替代。这些参数选择将在下节讨论。考虑到模具截面不同这需要鉴于使用辐射因素。4.1 详细内容和几何模型建造建造模拟的目的,一个轴对称部件被纳入一个单一的测试线中,此炉膛被认为是足够精确几何模型代表。组成部分的几何结构使用了专门软件,工作方式如下。首先,模型是提取铸造件主要外表面,然后形成了模具的内表面。经过表面啮合,这网格就等于模具厚度,获得模具外表面的网格。最后,这些移动部件模型和炉膛合并。该网格铸造炉说明图,见图Fig.6(a),连同附近更详细网格颗粒选择和冷合金,见图Fig.6(b)和(c)。这些图表各种接口和边界是指以字母A至G表示 ,以帮助描述在以下各节。4.2逆向模型制造边界和接口的条件在初步研究的界面传热系数为200W2mK1。可用在炉的所有接口和移动部件,但不可以用在合金上,除了模具上冷界面除外,可以查看在图Fig.6中A。一个传热系数20 W2mK1在这里被用到,为了确认这些接触表面相对热差。除了水冷却通道下方的寒气,散热率适用于所有的自由曲面模型,见图Fig.6中D。在这里,加在纤丝上传热系数为2500 W2mK1,假定周围的水温20 。Fig.6(a)该网格铸造炉说明图,Fig.6(b)和(c)网格颗粒选择和冷合金。这些初步计算取得比在启动装置实验中更高冷却速度,这是由于一些非最佳边界条件和材料属性导致的结果。不幸的是在当前情况下,计算机软件还不能够进行三维反演分析这两个边界条件、材料的性能、必须经验,以便决定如何工作。凝固在早期阶段,可以假定凝固冷却的启动装置和颗粒选择主要是冷铜传热,模具炉的辐射通过径向传导然后逐渐接近接口,导热CMSX 4装置最后测得的最后值特别是在粘糊状和液体的状态测定的值,在这种状态下使用的激光闪光技术被认为是不可靠的。因此,这些参数被认为逆向模型的变量。起初,从铸造中测量的温度用来对底部模型的模拟。优化界面的条件和材料属性摘要列于表Table 2。Table 2优化界面和材料属性。4.3实验结果比较和模拟冷铜和合金凝固过程中温度测量,如图Fig.7(a)和(b)。由于热电偶的响应时间内测量的第一块启动装置温度1364 ,大大低于浇注温度的1500 C。然而,相比的CMSX 4的较液相平衡温度线,估计使用的温度1360C。这些数据表明,固化区域温度差保持的500C。在这段时间内,冷却温度不超过110C,浇注时冷却温度上升到室温( 24 )的时间是200 s。图Fig.7浇注后热电偶测量温度的读数(a),从室温区域和从铜冷却(b),对应的标签的位置图Fig.5启动装置中的冷铜温度场计算分别如图Fig.8(a)和(b),大多数的测量温度计算值都在20 ,这是很合理的。如图所示最大的差异是在24s开始变冷处,其温度是50 ,在此点上的区域块情况符合颗粒选择;因为温度有了突然变化,所以在此处我们看不到它们很好的吻合。热梯度和冷却速度的实验测定温度和预测温度的比较如图Fig.9所示。用有限近似差分法对温度梯度在特定的热电偶位置进行了计算,温度的测量沿低温位置开始,在这个时候要特别注意记录热电偶液相线温度。冷却速度和温度梯度类似。合金的冷却速度为2Ks-1,发生在低温界面的凝固温度梯度为20000Km-1。距离低温冷界面25mm处,这些数字变成0.2 Ks-1和2000 Km-1。作者认为,此热模型确实是存在的,足以作为一个微观结构模型的基础。吻合的程度与以往发生的定向凝固模拟时热转移过程一致37,38。图Fig.8和Fig.7相比,预测的模型图 Fig.9实验(一)热梯度比较预测和( b )冷却速度, 在液相线温度在起动时。5 枝晶生长的模拟5.1 实施模式采用三维软件对实验铸件的颗粒结构和纹理演化进行了模拟,在中对微观结构模型有了详细的阐述。第4节所提到的热模型描述的是用来计算热传递和微观结构模型,然后热模型应用在随后的后处理操作中。因为,热模型中的一部分热量以潜在热释放,微观结构模型只依靠温度判断其的热量释放量,所以在此阶段热微观结构模型与理想模型并不完全耦合。使用次模型,枝晶尖端生长动力学是近似使用公式其中a2和a3是常量,库尔兹、奇罗那和特里维迪等人对模型的公式进行了扩展。二元相图的拟合曲线所需的那些参数如表3所示。A2和A3的参数选择分别为0和1.75x10-6ms-1K-3,这种选择在第5.2节中有详细介绍。表3 二元相图的拟合曲线所需的参数5.2观察和预测晶粒分配的比较。在图10中,随距离增大和温度降低来预测和衡量晶粒密度。实验数据中提出曲线可能的形状,即平均线密度NL。从图10中已获得的横向和纵向两个部分数据。随着低温时晶粒密度测量数据被用作边界条件,实验模型和实验结果有很好的吻合。实际数据在低温情况下随着距离的增加和预测的数据略有差异。导致差异的可能原因包括:(一)等轴晶的液体在低温前已经形成,(二)立体晶粒密度的测量错误,(三 )在模拟的方法和参数不足之处,特别是参数选择。然而应当指出的是,NL的数量级下降发生在预测到的一两个因素距离为2.5毫米处。有意思的是预测生长动力学晶粒密度分布敏感性的变化。不同冷却的速度,冷曲线,在图11所示。 图10 预测变化代表线性晶粒密度距离。同时显示实验结果所用的是传统的光学显微镜和索引的EBSD模式。图11 枝晶生长动力学计算的KGT模型(实线)生长动力学及相应数量级的变化参数(虚线) ;这些都是用来估计图差异带。5.3 观察和预测纹理晶体学的实验铸件演变纹理显示在图Fig.12(a)中,使用标准的001极图。这些区域已使用的抽样方向垂直于温度方向(名义上平行热梯度)作为正常的极图。这些数字证实,低温的附近纹理是随机的;但是,一些聚类的数据点对应的多个索引,一个单一的颗粒和可能存在的亚颗粒。随着晶粒竞争性生长,一个001纤维纹理形成与1毫米之内的冷材料表面。然而,在平行平面的材料中,没有唯一纹理。Fig.12b中显示预测极图,这些说明了一个合理的实验定性。图12 (a)测量和( b )预测001极图数字0.5,1和10毫米以上的冷铁表面。实测和预测方向分布比较如图Fig.13。基于比较的角度,定义在最短的旋转角方向001之间的铸造和参考方向;在这里,这是采取的是几何轴的铸造这是名义上相当于轴的方向。还策划一个理论上随机分布的相同数目的测量。与以前一样,可以看出,大多数的主要的选择发生在5毫米。在此基础上,似乎长度的简化版块就可以减少到大约5毫米,特别是热场的选择似乎并没有影响主要选择。图13 (a)测定和( b )预测的变化,在最短的旋转角001之间的主要方向,铸造和正常的冷铁表面上看,在几个地点的简化版块。5.4使用螺旋选择产生效果的主要方向。制造组成晶体的元件,晶粒选择是最重要有效的,用以确保只有单一的晶粒进入铸造的内腔。通常,在这里采取是一个狭窄的收缩,一个半圆弧或者螺旋的形式。无论是模拟的成功与否,制定的模式,特别适合于晶粒和几何因素选择过程的模拟。适当的模型检查结果是否与由经验取得结果相符合。一个方法是确定定义为最短的角旋转晶体之间的001轴和长轴的铸件的角度,并与实验数据比较。在数值计算中,为保持模拟的随机性,要使用随机的数发生器核算法。然后,提供足够数据用以运行,可以得到有价值的统计数据,然后以角度的直方图的形式显示。图Fig. 14,测量角度和预测的角度进行了比较。由于这里的一些铸件制造是相当小,数据采用较大的数据集,其中涉及CMSX-4高压涡轮旱冰生产与商业代工及相同螺旋晶粒选择。生产数据,涵盖了2至18一系列数值和产量平均价值8。秋季的生产数据的预测值范围,大于11略高于平均10。从这项实验进显示,在热模型验证中所得数据,与实际生产中所得到的数据相符合,他们代表的铸造实践。Fig.14. 测量角度和预测的角度的比较6. 关于次要方向可能的选择如上所示,螺旋晶粒选择符合001选择的主要方向。然而,严格控制主要方向或控制二次枝晶臂方向(“次要方向” )是很必要的,结果通常用于铸造。利用引晶技术非常昂贵,而且实际上并不总是成功的。因此,选择一个很有趣的组合,其能够提供控制主要和次要001的方向。在本节中,实验结果表明,螺旋选择本身是无法拥有二级方向。经审定的模型已被用于评估,其目的是改善主要的选择,并提供控制次要方向。6.1.次要螺旋方向正如纹理测量所变现的一样,主要方向出现在首发区。颗粒选择根据其主要树突对温度梯度的调整。晶粒选择是用来阻止这些晶粒进入树突部分。这种变化所取得的金属生成路径,例如,一个晶粒几何生长遭阻碍。晶粒生成不利于轴的选择,然后被迫增长较大的角度的温度梯度结合的晶粒。根据这一机制,这似乎合适几何选择,次要001首选方向也可能被选中。要测试螺旋选择在二级控制中是否可能出现,这些系统和旋转都随机,在铸造中完成注蜡。二次枝晶的选定单晶的树突和最初的方向螺旋结构的角度之间,然后使用金相光学测量。结果表明,螺旋无法选择次要的方向。这一结果被证明是符合的结果计算实验采用螺旋选择。因此看来,即使有其最初的方向和密切的几何控制准确的定位,螺旋也不能够提供可靠的控制次要方向。6.2.平方螺旋的次要方向基于这些想法,另一种选择发展成能够制约枝晶生长的外侧树突状,和螺旋之间有较大距离。图Fig.15给出了这个代表性几何示意图。这个所谓的平方螺旋的作用是选择主要和次要的方向,已经被验证模式测试过。图Fig.16显示了001极图和分布的二次生长的方向一些模拟。这保证了热梯度跟随金属路径,并防止重熔的水平部分的选择。这些想法需要铸造在测试。但是,为概念设计使用这种模式,目前来说是有这种可能性。Fig.16. 二次生长的方向模拟7结论这项工作可以得出以下结论:(1) 热模型已用在分析商业单晶铸造炉中晶粒附近的传热。它已被证明能够优化传热系数界面,使预测的冷却速度与实验测量冷却速度一致。(2) 合金界面的冷却速度是2Ks-1,在那里发生的凝固温度梯度为20000 Km-1。远离低温区25毫米处,这些系数变为0.2和2000 Km-1。(3) 热模型已加上随机算法用以模拟晶粒和纹理的演变。对微观结构模拟结果进行了比较严格的实验观察。它已经表明预测的合理性,(i)可为晶粒尺寸的演变,(ii)晶粒纹理演变,( iii )铸造方面的长轴铸造的定向分配。(4) 有些意见提出了关于晶粒效果的选择,并有可能设计一个赋予晶粒选择的二级控制的001件铸造方向。鸣 谢此工作报告进是技术展望下的项目,该项目科学和技术部门,贸易和工业部门的资助下进行,工程和物理科学研究理事会(工程和自然科学研究理事会)给予一些技术支持 。作者还感谢罗尔斯罗伊斯公司和防务评估研究局(防务)的赞助,及克莱夫巴特勒、菲尔詹宁斯、霍德多米尼霍、伍德和罗尔斯罗伊斯公司的史蒂夫麦肯齐给与的评论,全国体育实验室的彼得和高等综合理工学院的米歇尔,洛桑联邦大力赞赏。参考资料1 P.R. Beeley, R.F. Smart (Eds.), Investment Casting, The Insti-tute of Materials, London, UK, 1995.2 C.T. Sims, W.C. Hagel (Eds.), The Superalloys, Wiley, NewYork, 1972.3 W. Betteridge, S.W.K. Shaw, Mater. Sci. Techn. 3 (1987) 682.4 D. Driver, Metals Mater. 1 (1985) 345.5 The Jet Engine, fourth ed., The Technical Publications Depart-ment, Rolls-Royce, Derby, UK 1992.6 R.D. Kissinger, D.J. Deye, D.L. Anton, A.D. Cetel, M.V.Nathal, T.M. Pollock, D.A. Woodford (Eds.), Superalloys 1996,The Minerals, Metals and Materials Society, Warrendale, Penn-sylvania, USA, 1996.7 F.R.N. Nabarro, H.L. de Villiers, The Physics of Creep, Taylor and Francis, London, 1995.8 M. McLean, Phil. Trans. Royal Soc. Lond. A351 (1995) 419.9 R.W. Cahn, A.G. Evans, M. McLean (Eds.) High TemperatureStructural Materials, Chapman and Hall, London, 1996.10 J.K. Tien, V.C. Nardone, J. Metals 36 (1984) 52.11 M. McLean, Directionally Solidified Materials for High Temper-ature Service, Metals Society, London, 1983.12 C.A. Gandin, M. Rappaz, R. Tintillier, Metall. Trans. 24A(1993) 467.13 C.A. Gandin, M. Rappaz, R. Tintillier, Metall. Trans. 25A(1994) 629.14 W. Kurz, D.J. Fisher, Fundamentals of Solidification, Trans Tech Publishing, Aedermannsdorf, Switzerland, 1984.15 J. Lipton, M.E. Glicksman, W. Kurz, Mater. Sci. Eng. 65 (1984)57.16 J.S. Langer, H. Muller-Krumbhaar, Acta Metall. 26 (1978) 1681.17 M.J. Aziz, J. Appl. Phys. 53 (1982) 1158.18 R. Trivedi, Metall. Trans. 15A (1984) 977.19 M. Rappaz, C.A. Gandin, Acta Metall. Mater. 41 (1993) 345.20 M.H. Burden, J.D. Hunt, J. Cryst. Growth 22 (1974) 109.21 A. de Bussac, C.A. Gandin, Mater. Sci. Eng. A237 (1997) 35.22 D. Walton, B. Chalmers, Trans Met Soc AIME 215 (1959) 447.23 W. Kurz, B. Giovanola, T.R. Trivedi, Acta Metall. 34 (1986)823.24 M. Bobadilla, J. Lacaze, G. Lesoult, J. Cryst. Growth 89 (1988)531.25 D.G. McCartney, J.D. Hunt, Metall. Trans 15A (1984) 983.26 D.G. McCartney, J.D. Hunt, Acta Metall. 35 (1987) 89.27 A.A. Wheeler, W.J. Boettinger, G.B. McFadden, Phys. Rev. A45(1992) 7422.28 J.A. Warren, W.J. Boettinger, Acta Metall. Mater. 43 (1995)689.29 M.J. Goulette, P.D. Spilling, R.P. Arthey, Cost effective single crystals, in: M. Gell, C.S. Kortovich, et al. (Eds.), Superalloys 1984, Metallurgical Society of AIME, Warrendale, PN, 1984, pp.167176.30 G.J.S. Higginbotham, Mater. Sci. Technol. 2 (1986) 442.31 TSL, Draper, Utah 84020, USA.32 B.L. Adams, S.I. Wright, K. Kunze, Metall. Trans. 24A (1993)819.33 S.I. Wright, J. Zhao, B.L. Adams, Texture Microstruct. 13(1991) 123.34 R. Siegel, J.R. Howell, Thermal Radiation Heat Transfer, Hemisphere Publishing, NY, 1981.35 J.C. Hogg, in: J. Beech, H. Jones (Eds.), Solidification Processing 1997, Department of Engineering Materials, University of Sheffield, UK, 1997.36 C. Butler, Private Communication, Rolls-Royce, 1998.37 T. Imwinkelried, Modelling of a Single Crystal Turbine Blade Process, PhD Thesis, EPFL Lausanne, Switzerland, 1993.38 J.L. Desbiolles, P.H. Gilgien, T. Imwinkelried, M. Rappaz, F.Suter, P.H. Thevoz, Modelling of single crystal turbine blade castings, in: M. Rappaz, M.R. Ozgu, K.W. Mahin (Eds.), Modeling of Casting, Welding and Advanced Solidification Processes V, Minerals, Metals and Materials Society, UK, 1991.39 P. Quested, DTI Report on Temperature Dependent MaterialsProperties, The National Physical Laboratory, Teddington, Mid-dlesex, UK.40 P. Quested, Private Communication, The National Physical Lab-oratory, Teddington, Middlesex, UK.41 B. Sundman, Report D53, Summary of the Modules of Thermo-cal, Royal Institute of Technology, Stockholm, Sweden, 1984.42 N. Saunders, Phil Trans R Soc Lond. A351 (1995) 543.43 C.A. Gandin, M. Rappaz, Acta Mater. 45 (1997) 2187.44 C.A. Gandin, M. Rappaz, J.L. Desbiolles, E. Lopez, M.Swierkosz, P.H. Thevoz, in: E.A. Loria (Ed.), Superalloys 718,625, 706 and Various Derivatives, TMS, Warrendale, PN, 1997,p. 121.45 C.H.A. Gandin, J.L. Desbiolles, M. Rappaz P.H. Thevoz,Metallurgical and Materials Transactions, (1999) in press.46 Calcom SA, Parc Scientifique PSE-EPFL, Lausanne, Switzerland.47 C.H.A. Gandin, M. Rappaz, D. West, B.L. Adams, Metall.Mater. Trans. 26A (1995) 1543.
收藏