CN101683688A - 单向凝固方法及由此而形成的铸件 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及单向凝固方法及由此而形成的铸件。一种能够生产具有一百厘米或更长的长度以及基本没有斑点缺陷的单向晶体结构的大型金属铸件的方法。该方法包括：将融熔金属合金倾倒到加热区内的经预热的模具中，从加热区取出该模具，通过隔热罩，且使其进入冷却区以定向凝固融熔金属合金，且然后冷却模具以生产铸件及其单向晶体结构。隔热罩在加热区和冷却区之间作为对热辐射的阻隔件而起作用，且模具以一定速率取出，该速率与隔热罩相结合来保持一定热梯度，以凝固融熔金属合金且形成在期之间具有大约150到大约500微米的平均间距的一次枝晶臂。

Description

单向凝固方法及由此而形成的铸件
技术领域
[0001]本发明大体涉及用于生产定向凝固的铸件的材料和方法，且特别地涉及减少如适于用作燃气轮机和其它高温应用的构件的单晶(SX)和定向地凝固的(DS)制品的合金铸件中的缺陷。
背景技术
[0002]燃气轮机的构件-诸如叶片(轮叶)、机叶(喷嘴)和燃烧器构件典型地由特征在于在涡轮机运行温度下有合乎需要的机械属性的镍基、钴基或铁基超合金形成。因为燃气轮机的效率取决于其运行温度，所以存在对能够承受较高温度的构件-且特别是涡轮机轮叶、喷嘴、燃烧器构件以及其它热气体路径构件-的需求。因为对燃气轮机构件的材料要求已提高，所以已使用各种处理方法和合金成分来增强由超合金形成的构件的机械、物理和环境属性。例如，在指定的应用中所采用的轮叶、喷嘴和其它构件通常通过定向铸造技术来铸造，以便具有DS或SX微结构，其特征在于处在选定方向上以便产生柱状多晶或单晶制品的晶体取向或者生长方向。
[0003]如本领域中已知的，用于生产SX和DS铸件的定向铸造技术通常需要将所期望的合金的熔体倾倒到保持在合金液相温度以上的温度处的熔模铸模中。一种这样的方法采用Bridgman型炉在模具周围形成受热区，且在模具的基部处采用急冷板。融熔合金在模具内的凝固通过逐渐将模具从受热区取出且使其进入冷却区来发生，在冷却区中，冷却通过传导和/或辐射来发生。凝固在模具的基部处开始且凝固前端前进到模具的顶部。凝固按照获得用于铸件的期望的微结构的方式在模具基部中开始及受控制。在凝固前端处需要高的热梯度，以防止在定向凝固工艺期间新的晶粒形核。
[0004]如本领域中已知的，枝晶是在融熔金属凝固期间形成的树状结构。铸件中的枝晶臂之间的间距受铸件的凝固条件影响，其中枝晶臂间距随着冷却速率反向变化。如本文中所用，一次枝晶臂间距将用来表示铸件中相邻的枝晶芯部之间的平均间距，其通过在法向于晶体生长方向的方向上将铸件分段、计数截面区域上的一次臂的数量以及计算平均间距(典型地通过采取方阵列)来测量。二次枝晶臂间距可通过对在平行于晶体生长方向而得到的区段中观察到的相邻的二次枝晶臂之间的间距进行平均来测量。在SX和DS铸件凝固期间形成的枝晶可以通过某些合金成分的浓度上的差异与周围材料区别开。
[0005]DS和SX制品的机械属性部分地取决于在定向凝固工艺期间避免大角度晶界、等轴晶以及由化学或基元枝晶间偏析引起的缺陷。作为示例，取决于超合金的特定的化学性，枝晶间偏析可导致非均匀性，诸如积累在枝晶间区域中且倾向于减小铸件强度的植入粒子和合金化学性的基元显微组织成分。可通过减小铸造制品中的一次枝晶臂间距来显著地减小显微组织成分池和嵌入粒子的大小。枝晶间偏析还可导致形成表面斑点，表面斑点在凝固期间形成为非常小的等轴晶链。斑点可缩短疲劳寿命且在凝固工艺期间充当引起不可接受的偏轴晶粒的晶粒起始物。用来最小化枝晶偏析的存在或者效果的传统的措施包括铸造后处理，诸如固态扩散热处理或机械加工。然而，对于解决燃气轮机构件或者非常大或形成有复杂组成的其它铸件中的枝晶偏析而言，这些技术并不可行。
[0006]已显示了斑点生成的倾向取决于组分，一个实例是合金中钽和/或碳的水平。所以，已经通过小心地控制或者修改超合金组分来解决斑点生成，如共同转让的美国专利No.5,151,249，No.6,091,141以及No.6,909,988中所记录的。近来，铸造工艺参数(诸如取出速率、冷却速度和固液界面位置)已经表现出对斑点形成具有影响。授予Huang等人的共同转让的美国专利No.6,217,286公开了在具有高达四十英寸(大约一百厘米)的长度的铸件中减少斑点生成的高梯度铸造方法。Huang等人教导凝固前端的高热梯度可利用放置在模具和冷却区(例如液体槽或用利用惰性气体的冲击)之间的隔板来实现，以获得足够均匀的一次枝晶臂间距且减少斑点生成。
[0007]Huang等人以及减少斑点生成和其它凝固相关的缺陷的其它先前的努力局限于不超过四十英寸(大约一百厘米)长度的铸件，大部分的原因是由于由模具长度、炉大小等施加的大小和重量限制。对于某些应用，包括以地面为基地的燃气轮机的最后级轮叶，与定向凝固相关联的斑点生成和大小/重量困难基本会妨碍生产和使用具有足够大小的单晶和定向地凝固的铸件。一个示例是用于发电产业中且由本发明的受让人制造的H和FB级燃气轮机的最后级轮叶。这些轮叶的长度(大约30英寸(大约75cm)或更长)、截面和重量使得非常难以将它们生产为SX和DS铸件，特别是关于获得可被热处理以得到期望的机械属性的微结构。所以，H和FB级燃气轮机的最后级轮叶受限于被生产为等轴铸件。然而，将这些轮叶生产为无缺陷的SX和DS铸件的能力将获得显著地提高的机械属性，诸如蠕变和低循环疲劳(LCF)，且将因此对于大型燃气轮机的总体性能和效率具有很大的好处。
发明内容
[0008]本发明提供了一种能够生产具有单向晶体结构和一百厘米或更长的长度且基本没有斑点缺陷的金属铸件的方法。本发明还提供了通过这样的方法而形成的具有单向晶体结构的金属铸件。
[0009]根据本发明的第一方面，该方法包括：将融熔金属合金倾倒到加热区内的经预热的模具的腔体中；从受热区取出模具而通过隔热罩且进入冷却区，以便定向地凝固融熔金属合金；且然后冷却模具以生产铸件及其具有大于一百厘米的大小的基本没有斑点缺陷的单向晶体结构。根据本发明的优选的方面，隔热罩在受热区和冷却区之间作为对热辐射的阻隔件来起作用，且模具以一定速率取出，该速率结合隔热罩而保持至少35℃/cm的热梯度-例如50℃/cm或更大的热梯度-以凝固融熔金属合金且形成在其之间具有大约150微米到大约500微米的平均间距的一次枝晶臂。至少大约20℃/分钟的高冷却速率也表现为获得期望的一次枝晶臂间距的一个因素。
[0010]铸件的单向晶体结构可以是具有优选的单晶晶向<001>的柱状单晶微结构(SX)，但是具有除<001>以外的取向的晶体结构也处于本发明的范围内，如柱状多晶微结构(DS)。可根据本发明来生产的铸件良好地适于燃气轮机的构件，诸如轮叶、喷嘴以及燃气轮机的其它构件，且可由镍基合金和金属间化合物-例如铝化镍(NiAl)金属间化合物-形成。
[0011]本发明的一个显著的优点在于由本发明的方法所生产的铸件可在长度、截面和/或重量方面远超过现有铸件技术的可能长度、截面和/或重量。特别地，以地面为基地的燃气轮机的可热处理的、无斑点的最后级轮叶可通过该方法生产为具有单晶和定向地凝固的微结构，而具有超过一百厘米的长度(以及对应地较大的截面和重量)的最后级轮叶和其它铸件在之前是不可行的。因此，斑点产生的发生率的降低远大于对于非常大的SX和DS铸件所预期的，且结果是不存在斑点，否则如果在常规的处理条件下生产，则斑点在具有这些长度、截面和重量的SX和DS铸件中将是预期的。
[0012]根据以下详细描述将更好地了解本发明的其它目标和优点。
附图说明
[0013]图1是根据本发明的实施例可形成为单晶铸件的涡轮机轮叶的示意图。
[0014]图2和3呈现了截面图，其显示了根据本发明的一个实施例的用来生产大型单晶涡轮机叶片的铸造操作的两个步骤。
[0015]图4是对于根据美国专利No.6,217,286生产的铸件的一次枝晶臂间距vs铸件长度的图表。
[0016]图5是对于根据本发明的实施例生产的铸件的一次枝晶臂间距vs铸件长度的图表。
部件列表：
10 轮叶110
12 翼型件112
14 柄部114
16 鸠尾榫116
18 护罩118
20 模具120
22 腔体122
24 急冷板124
26 加热区126
28 材料128
30 选择器130
32 铸件132
34 部分134
36 柄部136
38 鸠尾榫138
40 桥140
42 冷却区142
43 冷却槽143
44 隔热罩144
45 开口145
48 最优选范围148
50 优选范围150
52 优选范围152
54 最优选范围154
具体实施方式
[0017]本发明提供了超越现有定向铸造技术的能力和预期的生产单向地凝固的铸件的能力。本发明建立于共同转让的美国专利No.6,217,286中所公开的发现之上，某些凝固工艺条件-如通过枝晶臂间距所表明的-能够防止长度方面高达四十英寸(大约一百厘米)的铸件中的斑点。如通过本专利的教导显而易见的，由本发明所提供的能力在US6,217,286中未预期到。特别未预期的是获得和保持足够的热梯度的能力，该足够的热梯度能够形成具有将会导致阻碍斑点产生的可接受的臂间距的一次枝晶臂。因为热梯度取决于铸造方法的冷却速率和凝固速率(大致等于取出速率)(这种关系的简化描述是热梯度大致等于冷却速率除以取出速率)，所以本发明要求对铸造方法的冷却速率和取出速率进行密切的控制。
[0018]本发明降低了斑点生成的倾向，同时还获得了SX和DS铸件所期望的机械属性，特别是用于诸如燃气轮机热气体流动路径中的轮叶(叶片)、喷嘴(机叶)以及其它大型构件的应用中的高温强度(包括蠕变抗性)和疲劳属性。特别关注的是在以地面为基地的燃气轮机中使用的最后级涡轮机轮叶所需的非常大型的铸件-其长度(超过一百厘米)、截面和/或重量妨碍了将其制造成SX和DS铸件。作为示例，图1描绘了用于以地面为基地的燃气轮机(诸如在发电产业中使用的燃气轮机)的三级轮叶10。轮叶10具有翼型件12和柄部14，其中在柄部14上形成了鸠尾榫16，以便将轮叶10锚定到涡轮盘(未显示)上。取决于特定的应用，轮叶10的从顶部护罩18到鸠尾榫16的长度可为大约30英寸(大约75cm)或更长，包括大约50英寸(大约125cm)或更长的长度。此外，轮叶10的重量(质量)常超过40磅(大约18kg)，且可超过50磅(大约23kg)，甚至100磅(大约45kg)或更高的重量(质量)也是可行的。虽然以下讨论将集中在燃气轮机轮叶上，但本发明也适用于许多其它构件，包括燃气轮机的燃烧区段内的构件。
[0019]图1中所描绘的这种类型的轮叶传统上生产为由沉淀硬化的镍基超合金(诸如IN738，René77或
Figure A20091017923500101
500)制成的等轴铸件。如在第一和第二级涡轮机轮叶的情况下，如果轮叶10可单向地铸造为具有柱状单晶体(SX)或柱状多晶(DS)微结构，则该轮叶10的性能可得到显著地提升。将参看图1的轮叶10来描述本发明的优点，但是本发明的教导大体可应用于可得益于单向地铸造的其它大型构件。
[0020]轮叶10还将获益于由更高级的高温材料来铸造。特别关注的是特别地为例如SX和DS铸件的铸件而构成的超合金，以及金属间化合物，诸如铝化镍(NiAl)金属间化合物材料。可使用的超合金的特别的非限制性实例包括RenéN5(公称组分，按重量计-大约7.5％Co，7.0％Cr，6.5％Ta，6.2％Al，5.0％W，3.0％Re，1.5％Mo，0.15％Hf，0.05％C，0.004％B，0.01％Y，其余为镍)，RenéN4(公称组分，按重量计，大约9.75％Cr，7.5％Co，4.2％Al，3.5％Ti，1.5％Mo，6.0％W，4.8％Ta，0.5％Nb，0.15％Hf，0.05％C，0.004％B，其余为镍)，GTD111(公称组分，按重量计，大约14.0％Cr，9.5％Co，3.0％Al，4.9％Ti，1.5％Mo，3.8％W，2.8％Ta，0.010％C，其余为镍)，以及GTD444(公称组分，按重量计，大约9.75％Cr，7.5Co，3.5％Ti，4.2％Al，6％W，1.5％Mo，4.8％Ta，0.08％C，0.009％Zr，0.009％B，其余为镍)。
[0021]如本领域中已知的，斑点部分地由于铸造模具中的融熔金属传导而形成，其扰乱单向凝固工艺，从而产生在SX和DS铸件表面上看起来是等轴晶小链的不规则。此外，斑点可在凝固工艺期间充当引起不可接受的偏轴晶粒的晶粒起始物，并且可缩短铸件的疲劳寿命。根据本发明的一个方面，可通过以下方式在长度超过一百厘米(具有对应地较大的截面和重量)的SX和DS铸件中抑制及甚至消除外部和内部斑点生成：即通过在这些铸件长度上获得对一次枝晶臂间距的更大的控制，更特别地在这些铸件大小上获得更细的枝晶臂间距以降低浮力影响-其又可通过改进单向铸造方法的加热区和冷却区之间的热分离以在铸件的凝固前端处获得更大的热梯度(例如，80℃/cm及更高)来实现。特别地，对于高达一百厘米的铸件，US6,217,286利用高达大约80℃/cm的热梯度来获得大约150微米到小于800微米，优选大约150微米到大约650微米，且更优选大约150微米到大约350微米的一次枝晶臂间距。这些间距大体上对应于对于100cm铸件高达大约8.0微米/厘米的臂间距-铸件长度比。相比之下，本发明通过以下方式来获得无斑点的SX铸件：即对于超过一百厘米的铸件，将一次枝晶臂间距较窄地限制到大约150微米到大约500微米的范围-更优选地大约250到大约450微米，且最优选大约325到450微米(大约13到大约18密尔)，对应于对于100cm铸件的不超过5微米/厘米且优选不超过4.5微米/厘米的最大臂间距-铸件长度比。为了比较，图4将在四到四十英寸(大约十到大约一百厘米)的铸件长度上的、来自US6,217,286专利的优选的和最优选的范围分别绘示为线条50和48，而图5绘出了范围52和54，范围52和54分别用于本发明的、对于具有超过四十英寸(一百厘米)长度的铸件的优选的和最优选的一次枝晶臂间距。为了比较，用于US6,217,286优选范围的线条50绘制为超过四十英寸的铸件长度，但是在US6,217,286中不存在以下预期或者建议：即，长于四十英寸的铸件可在这些条件下铸造而不产生不可接受地高水平的斑点。此外，Huang等人可用的陶瓷模具限制了Huang等人可能考虑过的铸件大小。
[0022]鉴于以上内容，本发明的一个重要方面和未预期的结果是具有超过一百厘米长度(具有对应地较大的截面和重量)的大型铸件可制造成具有不超过500微米-例如大约150到大约500微米-的细枝晶臂间距，以避免斑点生成。更特别地，一次枝晶臂间距最优选在325和450微米之间。目的间距可与铸件的长度相关，对应于大约0.75到大约5.0的间距/长度比，或更窄地为大约1.625到大约4.5微米每厘米，以及更优选地大约2.25到大约3.25微米每厘米。还可使用本发明来最小化其它潜在铸件缺陷，包括倾向于在铸件的突出段形成的大角度边界，以及在微结构中形成条纹(裂片)的晶粒。
[0023]图2和3描绘了适用于生产本发明的单晶铸件的类型的壳模20。如本领域中已知的，模具20优选由诸如铝或硅石的材料形成，且具有对应于描绘为涡轮机轮叶的铸件32的期望形状的内部腔体22。这样，腔体22构造成以便生产带有翼型部分34、柄部36和鸠尾榫38的铸件32，且可包括芯体(未显示)，以用于在铸件32内形成冷却通道的目的。模具20显示为固定在急冷板24上且放置在加热区26(例如Bridgman炉)中，以便将该模具20加热到等于或者高于合金的熔融温度的温度，且更特别地加热到高于合金的液相温度。冷却区42被描绘为位于加热区26的正下方，且隔板或隔热罩44被描绘为介于加热区26和冷却区42之间且分开加热区26和冷却区42。冷却区42可以是槽，包括液体(诸如融熔金属)冷却槽43，或者可排空或者包括处于环境温度或者冷却温度下的气体的辐射冷却槽。冷却区42还可应用气体冲击冷却(例如，见授予Balliel等人的美国专利No.7,017,646)或流化床(例如，见美国专利No.6,443,213)。用于冷却槽43的特别适用的液体包括处于大约235到大约350EC的温度下的融熔锡，以及处于高达大约700℃的温度下的融熔铝，其中由于融熔锡的低熔融温度和低气化压力而认为其尤其适用。
[0024]隔热罩44定位成与冷却区42和加热区26的下端紧密接触，且在冷却槽43的情况下可浮在其表面上。隔热罩44的目的是使冷却区42与加热区26隔离，且特别地形成对由加热区26散发的热辐射的阻隔件，由此提升模具20和冷却槽43之间的陡的热梯度。隔热罩44可以是单层或多层刚性和/或柔性隔热材料，诸如流动石墨筏(flowing graphite raft)、耐火毡材料或高熔点金属。隔热罩44构造成具有可变大小的开口45，如图2中所描述的，其使得隔热罩44能够在模具20从加热区26取出而通过隔热罩44且进入液体冷却槽43时紧密地配合在模具20的形状周围。
[0025]该铸造方法优选在真空或者惰性气氛中执行，其中模具20被预热到合金的液相温度以上的温度，作为非限制性示例，被预热到大约1370℃到大约1600℃。将融熔合金倾倒在经预热的模具20中，此后通过以固定的取出速率向下取出模具20的基部和急冷板24使其进入冷却区42直到模具20如图3中所描绘的完整处于冷却区42中，来启动单向凝固。急冷板24的温度优选保持处于冷却区44的温度或附近，从而使得在模具20的下端处开始枝晶生长，且凝固前端向上移动通过模具20。铸件32基于模具20基部处的单晶种子材料28的小块的晶体结构和取向而外延地生长(例如，以<100>取向)，由此单晶体由选择器30-例如辫式分类结构-而形成。柱状单晶体在腔体22的放大段中变得更大。桥40使铸件32的突出段与铸件32的下部段连接，使得基本在整个铸件32上形成单向柱状单晶体。如果铸件32不具有大角度晶界，例如大于大约二十度，则认为该铸件32为基本柱状单晶体。
[0026]均匀的一次枝晶臂间距通过由于隔热罩44和冷却区42而施加在铸件32上的强的单向热梯度而实现。根据本发明的一个优选的方面，铸件32的凝固前端处的热梯度大于35℃/cm，优选大于50℃/cm，且更优选地大于80℃/cm。认为小于50℃/cm且特别地小于30℃/cm的热梯度对于在本发明主要关注的大型铸件中获得一次枝晶臂间距而言是不可接受的。基于它们的数学关系，本发明的高热梯度还要求相对于所使用的取出速率有高的冷却速率，它们中的后者(取出速率)可高达至少二十英寸/小时(大约8.5毫米/分钟)。
[0027]本领域技术人员将了解到可以类似的方式来生产DS铸件-虽然其具有对模具20的修改，在模具20基部处有向急冷板24打开的这样的生长区，且省略种子材料28和/或晶体选择器30。
[0028]在引起本发明的实验中，铸造出类似于图1的描绘的最后级轮叶。铸件长度为大约30到大约50英寸(大约750到大约1250毫米)。轮叶的组分是镍基超合金RenéN4和GTD444，它们两者都是针对SX和DS铸件而特别地构成的。然后根据对合金的商业实践-通常根据以上所述的铸造方法-来制备单晶铸件。铸造模具比它们的相应的铸件长大约十英寸(大约25cm)，且被填充以容纳高达大约400磅(大约180kg)融熔合金。铸造炉温度为大约2750F(大约1510℃)。冷却是通过保持在大约240℃温度下的融熔锡的液体槽进行的，且冷却期间铸件中的热梯度为大约85℃/cm。使用大约三英寸/小时(大约1.25毫米/分钟)的传统的取出速率来生产作为基准比较物(baselinecomparision)的铸件，而使用大约六到十二英寸/小时(大约2.5到大约5毫米/分钟)的更高的实验速率来生产其它铸件。基于这些值，当使用传统的取出速率(三英寸/小时)时冷却速率为大约10℃/分钟，且使用更高的取出速率(六和十二英寸/小时)则为大约20到大约40℃/分钟。
[0029]接着该铸造操作，通过金相学来测量铸件中的一次枝晶臂间距，且通过宏观腐蚀(macro-ethching)铸件表面、此后通过金相检查来检查斑点生成的证据。通过该检查，在以传统的取出速率(对应于大约10℃/分钟的冷却速率)所生产的那些铸件中观察到了晶粒结构断裂。此外，铸件在其较厚的区段以及在截面变化的区段-诸如顶部护罩处具有许多斑点。枝晶间距为大约25到大约30密尔(大约635到大约760微米)，其处在Huang等人所接受的宽广范围内。然而，由于铸件微结构中的过量的偏析而不能够对铸件进行热处理，其导致熔融开始。
[0030]相反，以更高的取出速率(对应于大约20到大约40℃/分钟的冷却速率)生产的实验铸件不包含任何斑点。此外，晶粒是直的，证明晶粒生长不受其它散热方向的影响。对应于大约0.32μm/cm的最小的枝晶间距-铸件长度比率，枝晶间距为大约16到大约21密尔(大约400到大约530微米)。最后，且显著地，它们的微结构允许对铸件进行热处理，以获得对轮叶而言期望的机械属性。
[0031]基于这些结果，结论是由针对SX和DS而构成的超合金形成且铸造成在实验中所生产的(大约760mm(大约30英寸)或更大的长度)的大小、超过40磅(大约18kg)的重量以及对应地大截面的SX和DS铸件会从较高的热梯度(优选大于80℃/cm且更优选地大约85℃/cm或更大)中获益。高热梯度的优势看起来也取决于相对于取出速率使用较高的冷却速率(大于10℃/分钟，诸如大约20℃/分钟或更高)。该方法也可采用较高的取出速率，例如，大于1.25毫米/分钟，诸如大约2.5到大约5毫米/分钟，但是更高和更低的取出速率也处在本发明的范围内。
[0032]虽然已关于特定的实施例描述了本发明，但显而易见的是本领域技术人员可采用其它形式。例如，铸件的物理构造可不同于所显示的，且可以使用除所提到的材料和方法之外的材料和方法。因此，本发明的范围将仅受所附的权利要求书限制。

Claims (10)

1.一种生产具有大于一百厘米的长度以及基本没有斑点缺陷的单向晶体结构的金属铸件(10，32)的方法，所述方法包括：
将融熔金属合金倾倒到位于加热区(26)中的经预热的模具(20)中的腔体(22)中，所述腔体(22)具有所述铸件(10，32)的形状；
将所述模具(20)从所述加热区(26)取出而通过隔热罩(44)且进入冷却区(42)，以定向地凝固所述融熔金属合金，所述隔热罩(44)在所述加热区(26)和所述冷却区(42)之间作为对热辐射的阻隔件来起作用，所述模具(20)以一定速率取出，所述速率与所述隔热罩(44)相结合而在所述融熔金属合金中保持大于50℃/cm的热梯度，以凝固所述融熔金属合金且形成在其之间具有大约150微米到大约500微米的平均间距的一次枝晶臂；且然后
冷却所述模具(20)以生产所述铸件(10，32)及其具有大于一百厘米的大小的、基本没有斑点缺陷的单向晶体结构。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸件(10，32)具有至少大约18kg的质量。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述热梯度大于80℃/cm。
4.根据权利要求3中的任一项所述的方法，其特征在于，所述取出速率大于1.25毫米/分钟。
5.根据权利要求4中的任一项所述的方法，其特征在于，所述热梯度和所述取出速率相结合而引起至少20℃/分钟的冷却速率。
6.根据权利要求5中的任一项所述的方法，其特征在于，所述一次枝晶臂之间的平均间距为大约325微米直到大约450微米。
7.根据权利要求6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述铸件(10，32)特征是所述一次枝晶臂的所述平均间距与所述铸件(10，32)的长度的比率为大约0.75到大约5.0微米每厘米。
8.根据权利要求7中的任一项所述的方法，其特征在于，所述单向晶体结构具有柱状单晶微结构或柱状多晶微结构。
9.根据权利要求8中的任一项所述的方法，其特征在于，所述金属合金选自包括镍基超合金和金属间化合物合金的组。
10.一种根据权利要求1到9中的任一项所述的方法生产的铸件(10，32)。
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