徐子燁,玄偉東,張金垚,任忠鳴,王 歡,馬晨凱,楊 帆,余建波,李傳軍

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院上海市現(xiàn)代冶金和材料制備重點實驗室,上海 200072)

燒結(jié)溫度和粒度分布對多孔氧化硅陶瓷型芯材料性能的影響

徐子燁,玄偉東,張金垚,任忠鳴,王 歡,馬晨凱,楊 帆,余建波,李傳軍

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院上海市現(xiàn)代冶金和材料制備重點實驗室,上海 200072)

采用熱壓注法制備了純氧化硅多孔陶瓷型芯材料樣品,研究了燒結(jié)溫度和陶瓷粉末粒度分布對陶瓷材料燒結(jié)后的組織和性能的影響.結(jié)果表明,隨著燒結(jié)溫度的升高,樣品的氣孔率逐步降低,室溫和高溫抗彎強度均相應(yīng)提高.當(dāng)燒結(jié)溫度為1 200°C時,燒結(jié)收縮率為2.75%,氣孔率為24.69%,室溫抗彎強度達(dá)到25.3 MPa,高溫抗彎強度達(dá)到44.23 MPa;當(dāng)燒結(jié)溫度超過1 200°C時,室溫和高溫抗彎強度均明顯降低,而收縮率和氣孔率變化不明顯.通過樣品斷口形貌和相應(yīng)物相分析發(fā)現(xiàn),不同燒結(jié)溫度下樣品致密度和方石英含量的不同是造成陶瓷型芯室溫和高溫抗彎強度變化的主要原因,而粒度分布能夠顯著影響型芯材料的氣孔率、收縮率和抗彎強度.在本實驗中,具有如下粒度分布的型芯材料的綜合性能最佳：10μm以下約為25.33%,10～30μm約為38.16%,30～50μm約為28.74%,50μm以上約為7.77%,最大粒徑不超過95μm.

氧化硅陶瓷型芯;燒結(jié)溫度;抗彎強度;氣孔率;方石英

隨著燃?xì)廨啓C(jī)葉片氣冷技術(shù)的發(fā)展,用于制造空心葉片的陶瓷型芯的重要性日益突出.陶瓷型芯構(gòu)成了葉片的復(fù)雜內(nèi)腔,決定了空心葉片的內(nèi)腔尺寸精度、澆注合格率及鑄造成本,是制備空心葉片的關(guān)鍵.陶瓷型芯在壓制蠟?zāi)r要承受蠟液的高壓、高速沖擊;脫蠟時在高壓釜內(nèi)要經(jīng)受熱水和蒸汽的蒸煮以及型殼焙燒時的長時間的熱作用;澆注時由于受到熔融金屬液的包圍,要承受金屬液的熱沖擊.這些嚴(yán)苛的條件對陶瓷型芯的性能提出了極高的要求,而隨著葉片冷卻技術(shù)的發(fā)展,定向柱晶、單晶及共晶定向凝固技術(shù)的應(yīng)用更是對陶瓷型芯的要求越來越高[1-2].

目前應(yīng)用最廣泛的陶瓷型芯是氧化硅基陶瓷型芯,歐美發(fā)達(dá)國家已對其進(jìn)行了大量研究,但對研究內(nèi)容嚴(yán)格保密,僅有少量對外公開.國內(nèi)科研院所如西北工業(yè)大學(xué)、中國科學(xué)院金屬研究所、遼寧省輕工科學(xué)研究院以及北京航空材料研究院對氧化硅基陶瓷型芯也已進(jìn)行了許多研究.氧化硅基陶瓷型芯的基體材料為石英玻璃,使用氧化鋁和鋯英砂等作為礦化劑,在1 500～1 550°C的澆注條件下,成品率較高,易于被堿液腐蝕脫芯[3-6]且線膨脹系數(shù)較小(當(dāng)溫度由20°C升至1 200°C時,線膨脹系數(shù)僅由0.5×10-6/°C增大至1.1×10-6/°C,抗熱震穩(wěn)定性好,高溫化學(xué)性能穩(wěn)定[7].雖然氧化硅基陶瓷型芯的應(yīng)用廣泛,但也有其本身的局限性,主要表現(xiàn)如下：型芯礦相結(jié)構(gòu)不均勻;型芯的高溫性能對制備工藝與使用條件的高度敏感;型芯的熱膨脹系數(shù)隨方石英含量變化而產(chǎn)生的不穩(wěn)定性,使得型芯在鑄型中定位不穩(wěn)定[8];當(dāng)合金的澆鑄溫度超過1 550°C時,硅基陶瓷型芯將嚴(yán)重變形甚至斷裂,使得葉片內(nèi)腔畸變或露芯,導(dǎo)致澆鑄成品率較低.造成以上不足的主要原因在于：在合金澆鑄前型芯中方石英的轉(zhuǎn)變量不足,以致抗蠕變性能較差,使型芯在高溫金屬液的包圍下發(fā)生軟化變形;而制備出的型芯中方石英的轉(zhuǎn)變量難以控制,導(dǎo)致各項性能不穩(wěn)定.而新一代的航空渦輪葉片和燃?xì)廨啓C(jī)葉片的澆鑄溫度大多超過1 550°C乃至更高,因此不得不尋找具備更優(yōu)性能的陶瓷型芯.

近年來,科研工作者對氧化硅基陶瓷型芯材料進(jìn)行了大量研究,發(fā)現(xiàn)礦化劑是影響方石英轉(zhuǎn)變量的主要原因[9].在高溫下使用時,無礦化劑的純氧化硅陶瓷型芯材料更具優(yōu)勢.純氧化硅陶瓷型芯材料采用高純石英玻璃作為原料,以方石英為主晶相[10],特點是抗高溫蠕變能力強,可用于澆鑄溫度高于1 600°C的高溫合金定向凝固空心葉片,其溶出性優(yōu)良,能滿足腔體結(jié)構(gòu)復(fù)雜鑄件的澆鑄要求[8].而目前國內(nèi)關(guān)于純氧化硅陶瓷型芯材料的研究鮮有報道,因此本工作以純氧化硅陶瓷型芯為研究對象,考察了燒結(jié)溫度和粒度分布對純氧化硅陶瓷型芯材料性能的影響規(guī)律,并探討了材料致密度和方石英轉(zhuǎn)變量與室溫和高溫抗彎強度之間的關(guān)系,為獲得性能優(yōu)異的純氧化硅陶瓷型芯提供參考.

1 試驗方法

本試驗所用原料是高純?nèi)廴谑⒉ＡХ?按粒度大小將粗粉、中粉、細(xì)粉搭配出3種石英玻璃原料,分別命名為T1,T2,T3,粒度分布如表1所示.

表1 石英玻璃粉的粒度分布Table 1 Particle sizes distribution of quartz glass powder %

將石英玻璃粉逐步加入已熔化的增塑劑中,在92°C下保溫并攪拌均勻,然后用熱壓注機(jī)壓制成尺寸為64 mm×10 mm×4 mm的樣品.將壓制好的樣品坯體經(jīng)修邊、去毛刺處理后,填埋在盛有α-Al2O3粉末的燒結(jié)缽內(nèi),并根據(jù)不同試驗條件燒結(jié)至不同溫度,最后隨爐冷卻至室溫,得到燒成樣品.用游標(biāo)卡尺分別測量燒結(jié)前后樣品的尺寸,然后計算出樣品的線收縮率為

利用阿基米德原理測定樣品的氣孔率和體積密度,分別稱量試樣的干燥質(zhì)量G1、浸水飽和試樣在空氣中的質(zhì)量G2以及試樣在水中的質(zhì)量G3,則試樣的氣孔率為

試樣的體積密度D使用下式計算：

式中,ρ水為試驗溫度下所用水的密度.采用萬能試驗機(jī)(型號：WDW-300)測定樣品的室溫和高溫抗彎強度,跨距為30 mm,加載速率為0.5 mm/min,測試室溫25°C下的抗彎強度.進(jìn)行高溫抗彎測試時,將型芯樣品放入試驗機(jī)加熱區(qū)內(nèi),在升溫至1 500°C且保溫30 min后開始測試.將待分析試樣在X射線衍射(X-ray di ff raction,XRD)儀上進(jìn)行物相分析,觀察氧化硅陶瓷型芯的物相組成及方石英含量,測試選用Cu靶,Kα射線,步長0.02°,掃描速度10°/min.對樣品斷口進(jìn)行噴金處理后,在掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)下觀察斷口形貌及顯微組織.SEM型號為Apollo 300,測試選用15 kV電壓.

2 結(jié)果與討論

2.1 燒結(jié)溫度對氧化硅陶瓷型芯樣品組織和性能的影響

2.1.1 燒結(jié)溫度對氧化硅陶瓷型芯樣品收縮率的影響

圖1為不同燒結(jié)溫度下T1型芯樣品的燒結(jié)收縮率.可知,隨著燒結(jié)溫度的升高,收縮率逐漸增大.這是由于燒結(jié)溫度的升高使得玻璃相發(fā)生粘性流動,顆粒之間發(fā)生相對移動填充了部分孔隙,使顆粒結(jié)合更加致密,孔隙度變小,收縮率變大.

圖1 不同燒結(jié)溫度下樣品的收縮率Fig.1 Shrinkage rate of samples under di ff erent sintering temperatures

2.1.2 燒結(jié)溫度對氧化硅陶瓷型芯樣品氣孔率的影響

圖2為不同燒結(jié)溫度下T1型芯樣品的氣孔率和體積密度.可知,隨著燒結(jié)溫度的升高,氣孔率隨之減小,體積密度則相應(yīng)增大,說明樣品隨燒結(jié)溫度的升高變得更加致密.但當(dāng)燒結(jié)溫度為1 220°C時,氣孔率沒有繼續(xù)減小,這可能是因為該溫度下燒結(jié)后的樣品中方石英含量大量增加,在降溫過程中由于方石英發(fā)生晶型轉(zhuǎn)變引起體積收縮,使樣品出現(xiàn)裂紋,這些裂紋相對增大了樣品的氣孔率.

圖2 不同燒結(jié)溫度下樣品的氣孔率和體積密度Fig.2 Porosity and bulk-density under di ff erent sintering temperatures

2.1.3 燒結(jié)溫度對氧化硅陶瓷型芯樣品力學(xué)性能的影響

圖3為不同燒結(jié)溫度下T1型芯樣品的室溫抗彎強度.可知,樣品的室溫抗彎強度隨燒結(jié)溫度的升高先緩慢增大后急劇減小.在1 200°C以下,燒結(jié)溫度的升高使樣品顆粒結(jié)合更加致密,同時氣孔率相應(yīng)減小,抗彎強度增大.在通常情況下,組分一定的多孔陶瓷的抗彎強度會隨氣孔率的增大呈自然指數(shù)趨勢迅速減小.這是由于隨著氣孔率的增大,多孔陶瓷單位面積斷裂面上的斷裂點總面積迅速減小[1,11-12],并且由無定型石英玻璃轉(zhuǎn)化成的方石英硬度較高,分布在石英玻璃中起到了強化基體骨架的作用.在1 200°C以上,由于燒結(jié)溫度過高,析出的方石英過量,在降溫過程中方石英的晶型轉(zhuǎn)變導(dǎo)致體積收縮而產(chǎn)生裂紋,使樣品的室溫抗彎強度急劇減小.

為了進(jìn)一步研究燒結(jié)溫度對樣品室溫抗彎強度的影響,對不同燒結(jié)溫度下T1型芯樣品進(jìn)行了XRD分析(見圖4).可以看出,當(dāng)燒結(jié)溫度為1 160°C時,已經(jīng)有少量石英玻璃轉(zhuǎn)化為方石英晶體.另外,圖譜中的最強峰為晶態(tài)峰,表示析出的方石英相的峰強度隨燒結(jié)溫度的升高而增大,說明燒結(jié)溫度的升高有利于方石英的析出.隨后對圖4的XRD圖譜進(jìn)行了定量分析,得到不同溫度燒結(jié)后高純石英粉樣品中的方石英含量(見圖5).可知,燒結(jié)溫度的升高使得樣品中方石英的析出量增加,當(dāng)燒結(jié)溫度超過1 180°C時,方石英析出量急劇增加.

圖3 不同燒結(jié)溫度下樣品的室溫抗彎強度Fig.3 Bending strength under di ff erent sintering temperatures

圖4 不同燒結(jié)溫度下樣品的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns under di ff erent sintering temperatures

圖5 不同溫度燒結(jié)后樣品中的方石英含量Fig.5 Cristobalite content under di ff erent sintering temperatures

為了驗證上述分析,對不同燒結(jié)溫度下樣品的斷口形貌進(jìn)行SEM觀察(見圖6).可見,在1 160°C燒結(jié)的樣品斷口中,石英玻璃顆粒間結(jié)合相對疏松,存在很多較大的孔隙.隨著燒結(jié)溫度的升高,顆粒間結(jié)合越來越致密,大孔隙基本消失.在1 220°C燒結(jié)的樣品斷口中,顆粒表面出現(xiàn)很多貫穿性裂紋,正是這些裂紋導(dǎo)致了1 220°C燒結(jié)的樣品的室溫抗彎強度偏低.產(chǎn)生如圖6(d)所示的貫穿性裂紋的原因是由于隨著方石英析出量的增加,發(fā)生了更多α-方石英向β-方石英的轉(zhuǎn)變,造成樣品體積變化從而產(chǎn)生體積應(yīng)力.因此,隨著燒結(jié)溫度的升高,樣品的致密度增大,室溫抗彎強度隨之增大,收縮率不斷增大,氣孔率隨之減小.當(dāng)燒結(jié)溫度超過1 200°C時,由于樣品中大量方石英在降溫過程發(fā)生晶型轉(zhuǎn)變,引起體積收縮,導(dǎo)致樣品中產(chǎn)生大量裂紋,使樣品室溫抗彎強度明顯減小,而收縮率和氣孔率變化并不明顯.

圖6 不同溫度燒結(jié)后樣品的斷口形貌Fig.6 SEM fracture micrographs of samples under di ff erent sintering temperatures

2.1.4 燒結(jié)溫度對氧化硅陶瓷型芯樣品高溫性能的影響

圖7為在不同燒結(jié)溫度下T1型芯樣品的高溫抗彎強度.可知,當(dāng)燒結(jié)溫度為1 160～1 200°C時,高溫抗彎強度隨燒結(jié)溫度的升高而增大,而在1 220°C時急劇減小,該趨勢與樣品的室溫抗彎強度的變化趨勢保持一致(見圖3).此外,與圖3相比,T1型芯樣品在各個燒結(jié)溫度下的高溫抗彎強度均高于室溫抗彎強度.這是由于在1 500°C下,樣品中大量石英玻璃轉(zhuǎn)化為方石英,而方石英具有高熔點和高硬度的特性,能夠有效增強樣品在高溫下的抗彎強度和抗蠕變性.在1 220°C時樣品高溫抗彎強度急劇減小,這主要是由于在燒結(jié)過程中已有大量的方石英析出,導(dǎo)致樣品在降溫過程中體積收縮,從而產(chǎn)生大量裂紋.

因此,當(dāng)燒結(jié)溫度為1 200°C時,樣品的綜合性能最佳,收縮率為2.75%,氣孔率為24.69%,室溫抗彎強度為25.30 MPa,高溫抗彎強度達(dá)到了44.23 MPa.

2.2 粒度分布對氧化硅陶瓷型芯樣品組織和性能的影響

粒度分布是陶瓷型芯制備過程中的重要因素,為此在T1樣品的基礎(chǔ)上,調(diào)整粗、中、細(xì)3種粉料粒度搭配,配置出粉料T2和T3,并研究粒度分布在1 200°C的燒結(jié)溫度下對氧化硅陶瓷型芯樣品組織和性能的影響.

圖7 不同燒結(jié)溫度下樣品的高溫抗彎強度Fig.7 High temperature bending strength of samples under di ff erent sintering temperatures

2.2.1 粒度分布對氧化硅基陶瓷型芯樣品收縮率和氣孔率的影響

圖8為T1,T2和T3型芯樣品的收縮率.可知,粗顆粒相對較多的T2型芯樣品的收縮率最大,而細(xì)顆粒相對較多的T3型芯樣品的收縮率最小.這可能是由于細(xì)小的石英玻璃顆粒活化能較高,與粗顆粒相比更易于向方石英轉(zhuǎn)變,而分布于石英玻璃中的方石英能夠有效阻礙玻璃相的粘性流動,從而使收縮率減小;另一方面,在粒度較大的型芯樣品中大顆粒構(gòu)成骨架,顆粒間孔隙較大,由于沒有足夠的中細(xì)顆粒,使得燒結(jié)后大顆粒發(fā)生粘性流動較大,導(dǎo)致樣品的收縮率增大.圖9為T1,T2和T3型芯樣品的氣孔率.可知,粗顆粒相對較多的T2型芯樣品的氣孔率最小,而細(xì)顆粒相對較多的T3型芯樣品的氣孔率最大,進(jìn)一步說明了粒度最大的T2型芯樣品的收縮率最大.

圖8 不同粒度分布的樣品收縮率Fig.8 Shrinkage rates of samples with di ff erent particle size distribution

2.2.2 粒度分布對氧化硅陶瓷型芯樣品室溫抗彎強度的影響

圖10為T1,T2和T3型芯樣品在1 200°C的燒結(jié)溫度下的室溫抗彎強度.可知,粗顆粒相對較多的T2型芯樣品的室溫抗彎強度最小,而細(xì)顆粒相對較多的T3型芯樣品的室溫抗彎強度最大.根據(jù)粉末燒結(jié)的基本理論可知,型芯燒結(jié)的驅(qū)動力主要來源于粉料的表面能,粉料顆粒越細(xì),表面能越大,燒結(jié)驅(qū)動力越大[13].而由熱力學(xué)原理可知,隨著表面能的增大,顆粒的熔化溫度逐漸降低.因此,樣品中尺寸相對較小顆粒的熔化溫度也較低,容易在燒結(jié)過程中形成液相填充在基體顆粒之間,使顆粒粘結(jié)在一起,從而使樣品的抗彎強度增大[14].圖9所示的不同粒度分布下樣品氣孔率的變化也進(jìn)一步驗證了粒度分布對室溫抗彎強度的影響.

圖9 不同粒度分布的樣品氣孔率Fig.9 Porosity of samples with di ff erent particle sizes distribution

圖10 不同粒度分布的樣品室溫抗彎強度Fig.10 Room temperature bending strength of samples with di ff erent particle size distribution

為進(jìn)一步了解粒度分布對樣品室溫抗彎強度的影響,對上述3種樣品的斷口形貌進(jìn)行SEM分析(見圖11).可知,T1型芯樣品中骨架顆粒緊密相連,骨架之間的孔隙中為適當(dāng)尺寸的中細(xì)顆粒;對于粗顆粒相對較多的T2型芯樣品,大、中顆粒之間相互接觸并結(jié)合,但由于細(xì)顆粒數(shù)量相對較少,使得在骨架顆粒之間仍有一定量的孔隙;T3型芯樣品中存在大量細(xì)顆粒,受液相的連接作用,相鄰的大、中顆粒已相互結(jié)合.因此,粒度分布能夠顯著影響型芯樣品的室溫抗彎強度.

3 結(jié)論

圖11 不同粒度分布的樣品斷口形貌Fig.11 SEM fracture micrographs of samples with di ff erent particle size distribution

(1)當(dāng)燒結(jié)溫度為1 160～1 200°C時,隨著燒結(jié)溫度的升高,氧化硅陶瓷型芯樣品的氣孔率逐步減小,室溫和高溫抗彎強度均相應(yīng)增大.1 200°C燒結(jié)樣品的綜合性能最佳：收縮率為2.75%,氣孔率為24.69%,室溫抗彎強度為25.3 MPa,高溫抗彎強度達(dá)到44.23 MPa.當(dāng)燒結(jié)溫度超過1 200°C時,樣品的室溫和高溫抗彎強度均明顯減小,原因歸結(jié)于燒結(jié)溫度對型芯樣品致密度和方石英含量的影響.

(2)粒度分布能顯著影響型芯樣品的氣孔率、收縮率和抗彎強度.在本實驗中,T3型芯樣品的綜合性能最佳,其粒度分布為10μm以下25.33%,10～30μm約38.16%,30～50μm約28.74%, 50μm以上7.77%,最大粒徑不超過95μm.粒度分布對型芯樣品致密度的影響是造成陶瓷型芯組織和性能變化的主要原因.

[1]曹臘梅.定向空心葉片的陶瓷型芯[J].航空制造工程,1995(10)：11-12.

[2]陳炳貽.航空發(fā)動機(jī)材料的發(fā)展[J].航空科學(xué)技術(shù),1998(2)：13-15.

[3]ROTH H A.Core moulding compositon：US,4989664[P].1991-02-05.

[4]CORRIGAN J,NAIK R V.Reinforced quartz cores for directional solidi fi cation casting processes：US,6029736[P].2000-02-29.

[5]LONG Y C,LIU Z Y,GUO M,et al.E ff ect of sintering temperature on properties of silica based ceramic core[J].Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy,2011,16(4)：591-596.

[6]CHARTIER T J E,DAvID V L C,DERRIEN M F L,et al.Process for the manufacture of thin ceramic cores for use in precision casting：US,6286582B1[P].2001-09-11.

[7]熔模精密鑄造編寫組.熔模精密鑄造(上冊)[M].北京：國防工業(yè)出版社,1981：172-185.

[8]趙效忠.陶瓷型芯的制備與使用[M].北京：科學(xué)出版社,2013：133-134;171-172.

[9]KAzEMI A,FAGHIHI-SANI M A,NAYYERI M J,et al.E ff ect of zircon content on chemical and mechanical behavior of silica-based ceramic cores[J].Ceramics International,2014,40：1093-1098.

[10]MILLER J G,EPPINK D L,LOXLEY T A.Cores for investment casting process：US,4093017[P]. 1978-06-06.

[11]RICE R W.Comparison of physical property porosity behavior with minimum solid area models[J].Mater Sci,1996,31(6)：1509-1528.

[12]KNUDsEN F P.Dependence of mechanical strength of brittle poly-crystalline specimens on porosity and grain size[J].Journal of the American Ceramic Society,1959,42(8)：376-387.

[13]阿弗古斯契尼克A N.硅酸鹽物理化學(xué)[M].北京：科學(xué)出版社,1956：275-277.

[14]卓育華.石英玻璃陶瓷型芯的燒結(jié)[J].特種鑄造及有色合金,1981(4)：58-60.

本文彩色版可登陸本刊網(wǎng)站查詢：http：//www.journal.shu.edu.cn

E ff ect of sintering temperature and particle size on properties of porous silicon oxide ceramic core materials

XU Zi-ye,XUAN Wei-dong,ZHANG Jin-yao,REN Zhong-ming,WANG Huan, MA Chen-kai,YANG Fan,YU Jian-bo,LI Chuan-jun
(Shanghai Key Laboratory of Modern Metallurgy and Materials Processing,School of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China)

Samples of porous silicon oxide ceramic core were prepared using a heat-press molding method.The e ff ects of di ff erent sintering temperatures and particle sizes on the structures and properties of the porous silicon oxide ceramic core were investigated.The result indicates that,as sintering temperature increases,the room temperature bending strength and high temperature bending strength increase and the porosity decreases.When the sintering temperature is 1 200°C,silicon oxide ceramic core shows the best overall performance for linear shrinkage rate of 2.75%,porosity of 24.69%,room temperature bending strength of 25.3 MPa and the high temperature bending strength of 44.23 MPa.Above1 200°C,the room temperature bending strength and high temperature bending strength decrease obviously,while linear shrinkage rate and the porosity are stable.According to X-ray di ff raction(XRD)patterns and scanning electron microscope(SEM)fracture micrographs of the silicon oxide ceramic core,changes of the room temperature bending strength and high temperature bending strength are attributed to the di ff erences of the compactness and cristobalite content at di ff erent sintering temperatures.In addition,the particle size of ceramic core has visible e ff ects on porosity,linear shrinkage rate,and room temperature bending strength.The best overall property of the ceramic core occurrs when 25.33%of the particle sizes are less than 10μm,38.16%between 10μm and 30μm,28.74%between 30μm and 50μm,and 7.77%greater than 50μm but no more than 95μm.

silicon oxide ceramic core;sintering temperature;bending strength;porosity; cristobalite

TG249.5

A

1007-2861(2015)01-0028-10

10.3969/j.issn.1007-2861.2014.04.016

2015-01-07

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃(973計劃)資助項目(2011CB610404);國家自然科學(xué)基金青年科學(xué)基金資助項目(51401116);上海市科委重點資助項目(13521101102,14521102900)

任忠鳴(1958—),男,教授,博士生導(dǎo)師,博士,研究方向為高溫合金精密鑄造技術(shù)、單晶凝固技術(shù)、陶瓷芯制備技術(shù),以及金屬凝固、電磁場下冶金與材料制備等.E-mail：zmren@shu.edu.cn