目前世界上一般采用Bridgman式定向凝固设备生产高温合金单晶叶片铸件。在高温合金铸件从下向上的定向凝固过程中，W和Re这种密度很大的负偏析元素富集于以枝晶形态形成的固相(即γ相)内，而Al和Ti这种密度很小的正偏析元素则被排斥到枝晶间的残余液体内，从而导致糊状区底部的液体密度会明显低于糊状区上部。在地球重力的作用下，形成上重下轻的比重反差，从而引起隧道式的强烈对流，造成枝晶臂的重熔和折断，最终形成垂直链状分布的雀斑晶粒缺陷^[1~4]，直接导致铸件产品报废。过去的研究^[1~4]认为雀斑的产生主要受该处凝固条件的影响，温度梯度和凝固速率太低会造成更长的凝固时间及更宽的糊状区宽度，从而引起糊状区内液体的对流和雀斑的产生。而近年的研究^[5~8]表明，高温合金单晶铸件外表面的几何形状也严重影响雀斑的产生，称之为影响雀斑形成的形状因素，其作用甚至超过凝固条件的影响。高代次单晶高温合金中难熔元素添加越来越多，加剧了糊状区内的元素偏析和密度反转。而航空发动机和燃气轮机涡轮叶片的形状越来越复杂，尺寸越来越大，也使得凝固过程中液体对流和雀斑缺陷越来越严重。因此，如何有效减轻甚至消除雀斑缺陷，已成为制造高代次高温合金单晶叶片的难题。

单晶高温合金的铸态组织主要包括γ相枝晶和γ/γ′共晶，其中γ/γ′共晶是在凝固过程后期从γ相枝晶间残余液体中生成的。随着高代次单晶高温合金的发展，γ/γ′共晶团在铸态组织中的体积分数也呈上升趋势，例如在第二代和第三代单晶合金CMSX-4和CMSX-10的铸态组织中，γ/γ′共晶团的体积分数分别超过了12%和25%^[9]。过去对共晶组织的研究主要集中在共晶的形貌、尺寸和体积分数随凝固条件的变化^[9~13]，以及共晶在枝晶间液体中的形核和生长过程^[14~19]。本文作者在最近的研究^[20,21]中发现了由于溶质对流引起的铸态共晶上聚现象。经过固溶热处理后铸件上表面区域仍有大量共晶残留，往往会超过质量标准中对于残余共晶体积分数的上限要求而导致单晶铸件报废。因此，需要对单晶铸件中的这种共晶上聚现象进行进一步的实验研究，找出有效的解决办法。

高温合金单晶叶片一般通过选晶法或籽晶法来制备。籽晶技术可精确控制单晶铸件的三维晶向，但操作过程比较复杂，而且在浇注前的预热过程中，籽晶的表面不可避免地会发生氧化，引起杂晶等凝固缺陷的形成^[22~25]，严重影响了单晶铸件的成品率。为了解决籽晶在高温时的氧化问题，国外开发了用抗氧化合金作为异质籽晶来制备易氧化合金单晶铸件的方法^[26]，国内也开展了相应的基础性研究^[23,27]。但本文作者近期工作^[28]发现，低代次的高温合金虽然抗氧化性能好，但由于密度较小，用作高代次合金的籽晶时，回熔区域会出现大量杂乱晶粒。其原因是下小上大的密度差造成了强烈的液体对流，严重影响了籽晶的正常回熔和单晶的外延生长。

综上所述，在常规的高温合金定向凝固过程中，元素偏析造成枝晶间残余液体密度减小，在重力作用下引起液体对流，导致雀斑、共晶上聚和籽晶回熔区杂晶等问题的产生。本工作采用向下抽拉和向上提拉2种定向凝固方法，通过凝固方向的改变，研究重力对凝固组织的影响，为解决高温合金定向凝固过程中的对流及相关问题提供了新的思路。

本工作选取3种用于单晶叶片生产的镍基高温合金CMSX-4、CMSX-6和CM247进行定向凝固实验，其化学成分与室温密度列于表1。

利用自主研发的多功能定向凝固炉，首先采用传统的向下抽拉法(图1a)制备了高温合金CMSX-4多种形状的单晶试棒铸件，在此过程中合金熔体由下向上凝固(upward solidification，UWS)，又称为逆重力定向凝固。然后利用新型的向上提拉法(图1b)制备了同种合金和同种形状的单晶试棒，实现了合金熔体由上向下的凝固(downward solidification，DWS)，又称为顺重力定向凝固。实验中所设炉温均为1500℃，下抽拉或上提拉的速率都为1.5 mm/min。铸造过程完成后，对铸件进行破壳、分割、清理，并进行相应宏观检查及金相组织观察。通过观察宏观腐蚀后铸件外表面及相应部位的金相样品，研究雀斑缺陷的分布特点及严重程度。

利用下抽拉和上提拉2种方法进行了CMSX-4某型号单晶涡轮叶片的铸造实验，并对大部分叶片铸件进行了标准固溶热处理。所采用的热处理制度为：1280℃、1 h + 1290℃、2 h + 1300℃、2 h + 1308℃、4 h + Ar气冷淬。采用Image-pro图像处理软件对铸态和热处理态叶片铸件缘板上、下表面γ/γ′共晶组织的面积分数进行了测量。

利用下抽拉和上提拉2种凝固方式进行低密度合金籽晶制备高密度合金单晶铸件的实验，对比研究2种条件下籽晶回熔与单晶外延生长的稳定性。分别使用CMSX-6和CM247合金作为籽晶材料制备CMSX-4合金的单晶试棒，准备了用于常规下抽拉法和新型上提拉法凝固实验的2种模壳，模壳中每根试棒型腔底部都预留籽晶型腔。在2个模壳的籽晶型腔中都装入切割好的CMSX-6和CM247合金籽晶，然后在真空凝固炉中预热，并使用同种合金料CMSX-4进行熔化浇注。然后分别将模壳向下和向上从热室抽拉至冷室，实现合金的由下向上和由上向下2种方向的定向凝固。凝固完成后，对铸件籽晶回熔区附近区域的金相组织进行观察研究。对制成的单晶试棒，采用Laue射线测量试棒与籽晶的晶体取向。

利用Stemi 508型体视显微镜对铸件表面进行宏观观察。对铸件的相应部位进行了纵截面和横截面的剖切，经过镶嵌、研磨、抛光和腐蚀制得金相样品，利用MM-400光学显微镜(OM)进行微观组织观察。通过对铸件宏观和微观组织的观察，可以检测出2种完全不同方向的凝固组织的差别，从而确定重力对高温合金定向凝固过程的影响。

采用CMSX-4合金铸造3种试棒，形状分别为圆形变截面、方形变截面和十字花形截面，采用多个样品铸件围成圆形的模组，在真空炉腔内进行单晶定向凝固实验。

图2a1~a3为采用下抽拉法制备的3种形状CMSX-4合金铸件样品的表面宏观腐蚀照片，观察面为样品在模组中朝向中心的侧面(阴面)，出现了严重的雀斑缺陷。这是因为高温合金在环状排列的模组中进行定向凝固时，铸件朝内一侧存在一个筒型的阴影区，难以进行直接的辐射换热，温度梯度和凝固速率较低，有利于雀斑和其他晶粒缺陷的形成，称之为雀斑产生的阴影效应^[5,29]。另外还可以看出，铸件上部的雀斑比下部更为严重，这是由于在铸件模组的定向凝固过程中，各种凝固参数会随着时空的变化而变化，特别是上部的温度梯度会明显变差^[29]，表现为枝晶间距增大和雀斑倾向的增加。

图2b1~b3为3种形状铸件样品横截面组织的OM像，朝下的一侧为试棒的阴面，可见所有的雀斑缺陷(椭圆圈所示)都出现在此面。另外还可以看出，雀斑更倾向于出现在试棒外凸的棱角处，而不是内凹的沟槽内。这完全符合作者在先前研究工作^[5,7]中揭示的雀斑出现的棱角效应和曲率效应。

图3a1~a3分别为采用上提拉法制备的3种形状CMSX-4合金样品朝向铸件模组中心侧面的表面宏观腐蚀照片(阴面)，可见并无雀斑缺陷出现。从图3b1~b3所示3种形状样品横截面组织的OM像可见，各个侧面均未发现雀斑缺陷。在所有易于产生雀斑的位置，如试样的内侧面(阴面)、试样的上部和外凸的棱角处，都没有出现雀斑。

对比图2和3可以看出，在其他条件相同的情况下，仅仅将凝固方向从向上(逆重力)改为向下(顺重力)，就使得原来严重的雀斑缺陷得到彻底消除。

高温合金在采用传统的向下抽拉定向凝固时，如图4a所示，凝固过程由下向上进行，枝晶逆着重力方向生长。较轻的Al、Ti等正偏析元素会富集在枝晶间的残余液体处，而较重的难熔元素如W和Re等则离开液体进入固相枝晶。因而在枝晶根部液体密度会明显降低，不仅小于糊状区上部，更小于凝固界面前沿的合金液。在地球重力的作用下，形成上重下轻的比重反差，成为驱动液体向上流动的动力，使得糊状区内液体不再保持稳定。但由于铸件内部糊状区内枝晶臂交错，形成很大的流动阻力，而铸件外表面是光滑的模壳内壁，流动的阻力远小于内部，因此糊状区液体流动极易沿着模壳内壁进行，称之为液体流动的附壁效应^[7]。附壁效应的影响可达一定深度，形成一个流通性非常好的边界层。在铸件外凸的边角和曲面，相邻的流通边界层会互相叠加，使对流条件变得更好，从而更易引起隧道式的强烈对流，造成枝晶臂被冲断，最终形成垂直链状分布的细碎晶粒组成的雀斑缺陷(图2)。

若改变抽拉方向为向上提拉，使得枝晶进行向下定向凝固生长(图4b)，枝晶间较轻的残余合金液处于上部，形成上轻下重的稳定状态，就不会有合金液对流的产生。即使在某处某时产生瞬时的微对流扰动，但由于缺乏继续发展的动力，也会在上轻下重的总体状态下趋于消失，达到最后的稳定状态，因而可以从根本上杜绝雀斑缺陷的产生(图3)。

雀斑是高温合金定向凝固过程中出现的严重组织缺陷，但它的产生机理和影响因素至今仍未得到合理的解释和表征。由于雀斑的产生起源于枝晶间的液体流动，人们通过建立流体动力学模型来研究雀斑的产生，通常用各种版本的Rayleigh准数(Ra)来表征糊状区内枝晶间液体的非稳定性，其中比较著名的为Beckermann模型^[30]：

式中，ρ₀为初始密度，Δρ为密度变化，h为糊状区宽度，α为热扩散率，ν为运动黏度，g为重力加速度，K为流动渗透率。Ra实际上表达了糊状区内液体向上流动的驱动力与阻力之间的比值。铸件定向凝固过程中Ra越大，则产生溶质对流和雀斑缺陷的可能性越大。Ra在一定程度上考虑了合金成分和凝固条件的影响，利用此模型能够合理解释雀斑形成的一些规律。例如在铸件上部和朝内的阴面，温度梯度较低，h较大，导致Ra增大，因而雀斑严重，如图2所示。另外，在铸件的外表面，由于光滑的模壳内壁的K远高于铸件内部，因而雀斑成为铸件的表面缺陷而不是内部缺陷。特别是在铸件侧面外凸棱角处，由于表面效应的叠加，使得K进一步增大，因而成为雀斑缺陷的聚集部位，如图2a3和b3所示。

值得注意的是， 式(1)中描述了Ra与g的密切关系。在常规的下抽拉定向凝固过程中，重力方向与铸件抽拉方向一致即与凝固方向相反，这种情况下g值为正，导致Ra也为正，即对流的驱动力为正，说明重力是引起对流的必要条件。g值越小，Ra越小。在微重力条件下，g值和Ra值接近0，发生对流的可能性趋近于0。而在上提拉定向凝固过程中，铸件的凝固方向发生了反转，变得与重力方向完全一致。在这种条件下，g值和Ra值成为负值，即对流的驱动力为负值，这相较于微重力时更不易产生对流，因为上轻下重的液体较上下同重的状态更为稳定。总之，将常规的下抽拉法改为上提拉法，可使重力由失稳因素变为维持稳定的因素，不论凝固速率、温度梯度、铸件形状及尺寸如何，都能彻底消除因密度反转造成的对流，从而从根源上防止了雀斑缺陷的产生。

需要指出的是，高温合金凝固方向的不同不会改变合金元素的偏析行为(正偏析或负偏析)，但会造成枝晶间残余液体的比重变轻。但向上凝固(UWS)会造成液体上重下轻的失稳状态，为产生对流提供了前提条件。而向下凝固(DWS)则会导致液体形成上轻下重的绝对稳定状态，排除了产生对流的可能性。

图5a为采用下抽拉法制备的CMSX-4叶片局部宏观照片，图5b1和b2分别为缘板铸态和热处理态纵截面组织的OM像。从图5b1可以看出，从缘板下表面到上表面，存在着共晶组织逐渐增多和增大的现象。经过固溶热处理，缘板底部区域的共晶被完全消除，中部区域仅有少量细小的残余共晶，而上表面还存在一定数量的残余共晶组织(图5b2)。可见，采用下拉法制备的CMSX-4叶片铸件缘板部位γ/γ′共晶组织的分布存在明显的不均匀。虽然缘板厚度仅有3 mm，但是共晶组织在缘板的上表面和下表面区域存在较大差别。

图6为铸态和热处理态CMSX-4叶片缘板上、下表面横截面的OM像。图6a1为缘板上表面铸态组织的OM像。可以看出，枝晶间区域存在大量亮白色的γ/γ'共晶团，经过测量，铸态γ/γ'共晶组织的面积分数约为13.1%。

图6a2为叶片缘板下表面铸态组织的OM像。与上表面相比，下表面枝晶组织非常细密，γ/γ'共晶组织明显稀少。经过测量，铸态共晶的面积分数约为3.9%，仅为上表面的30%。这说明在缘板的上、下表面之间，铸态γ/γ'共晶组织的分布存在严重的不均匀性，呈现明显的共晶上聚现象。

图6b1为固溶热处理后缘板上表面组织的OM像。与铸态组织(图6a1)相比，绝大部分的γ/γ'共晶组织已被回溶，但仍有不少残余共晶。经过测量，图6b1所示的缘板上表面的残余共晶的面积分数约为2.1%，已经超出了技术标准规定的1.5%的上限。

图6b2为固溶热处理后缘板下表面组织的OM像。与铸态组织(图6a2)相比，原有的γ/γ'共晶组织已全部回溶，没有发现残余共晶。这一方面是因为缘板底面的铸态γ/γ'共晶很少，另一方面是因为枝晶组织细密，铸态γ/γ'共晶弥散分布，因此在热处理过程中易于实现合金元素的均匀化扩散，从而消除由于成分偏析而形成的γ/γ'共晶组织。

总之，采用常规下拉法制备的单晶叶片缘板中，铸态γ/γ'共晶的分布存在严重的不均匀性。缘板上表面处的共晶含量比下表面高出数倍，即使通过固溶热处理，也仍然存在超过技术标准允许数量的残余共晶。

图7a为上提拉法制备CMSX-4单晶叶片缘板铸态纵截面组织的OM像。可见，枝晶由上向下生长，没有出现明显的共晶偏聚现象。图7b为固溶热处理后的缘板纵截面组织的OM像，没有发现残余共晶。

图8为采用上提拉法制备的CMSX-4叶片缘板铸态和热处理态上、下表面横截面组织的OM像。其中图8a1和a2分别为上、下表面的铸态组织，经测量，上、下表面γ/γ'共晶的面积分数分别为1.6%和1.7%，2者之间并无明显区别。图8b1和b2分别为上、下表面热处理后的组织，没有发现残余共晶的存在，测量结果也表明上、下表面γ/γ'共晶的面积分数均为0。

图9为常规下抽拉法定向凝固过程中枝晶与γ/γ'共晶生长过程的示意图。在凝固的起始阶段(图9a)，先是领先相γ以柱状枝晶的形态在底面生成并向上生长。在γ枝晶的生长过程中，正偏析元素Al + Ti + Ta不断被排入到枝晶间的液体中。作为γ'相的形成元素，Al + Ti + Ta的溶质富集到一定程度后，残余液体中逐渐生成γ/γ'共晶团(图9a)，并伴随着γ枝晶向上生长(图9b)。所以在铸件缘板的底层，产生的γ/γ'共晶组织很少。在γ相的柱状枝晶向上生长的过程中，富集在残余液体中的Al + Ti + Ta元素越来越多，其中一部分形成枝晶间的γ/γ'共晶，另一部分则随着由于密度反转引起的向上对流而向上迁移(图9b)。直到缘板顶部区域，溶质的扩散和对流受到铸件上表面的阻挡，此处液体中的正偏析元素特别是Al和Ti的富集非常严重，因此在最后凝固阶段会生成大量的γ/γ'共晶组织(图9c)。这就是高温合金铸件定向凝固过程中，共晶在上表面聚集的机制。另外，由于缺少来自上部的液体补缩，上表面最后凝固时会伴随出现一定程度的疏松。

在上提拉法定向凝固过程中(图10)，合金液进行自上而下的顺重力定向凝固，由于元素偏析使得枝晶间合金液密度越来越小，特别是处于上端的枝晶根部的残余液体密度最小，形成上轻下重的稳定状态。在这种条件下，液体不会沿凝固方向发生宏观流动，即使发生瞬时的扰动性微弱对流，也会逐渐趋于稳定。作为γ'相形成元素的Al + Ti + Ta元素也不会发生宏观迁移，而是保持在原地，增加了此处枝晶间γ/γ'共晶的数量。结果是显著减轻了共晶组织在铸件中的偏聚，大幅减小了上、下表面铸态共晶含量的差别。从图7和8可以看出，上提拉凝固的铸件经过固溶热处理后，上、下表面共晶组织完全回溶，均无残余共晶。这充分证明，采用上提拉法定向凝固技术能够有效消除传统工艺中出现的严重的共晶偏聚现象，显著改善高温合金单晶组织的均匀性。

图11a为采用常规下抽拉法以CMSX-6为籽晶制备CMSX-4单晶试棒的籽晶回熔区附近纵截面组织的OM像，下端为CMSX-6合金籽晶的未熔化部分，保持了籽晶原有的单晶组织，而回熔区及上部区域显示为杂乱的多晶组织。特别是在籽晶回熔区底部形成了一层等轴晶粒，再向上生长成以各种角度倾斜的柱状晶组织。回熔区域所有晶粒衬度与籽晶存在显著的差异，枝晶生长方向与籽晶亦无继承关系，表明CMSX-6籽晶无法通过外延生长制备合格的CMSX-4合金的单晶铸件。引起上述现象的主要原因是合金密度的差别，CMSX-6合金为典型的第一代单晶高温合金，不含W、Re这2种难熔的重元素，而Al、Ti这2种轻元素的含量达到了9.6% (质量分数，下同)，因此密度较小，仅为8.0 g/cm³。而CMSX-4为典型的第二代单晶高温合金，W、Re含量达到了9.5%，密度为8.7 g/cm³，比籽晶材料CMSX-6的密度高出8.8%。在模壳预热阶段，随着型腔内温度的升高，CMSX-6籽晶从顶部向下熔化一段距离，并形成固/液混合的糊状区。浇注时密度较大的CMSX-4合金液从上部通过型腔流入籽晶腔，与籽晶上部已熔的CMSX-6合金液混合，带入的热量使得籽晶进一步熔化。由于2种合金的密度差别出现上重下轻的非稳状态，使得回熔区内的金属液在重力作用下形成了强烈的对流。下部新熔化的籽晶CMSX-6金属液不断上浮，同时上部籽晶腔和铸件型腔内的CMSX-4合金液连续向下流动，剧烈冲刷回熔区的枝晶组织，使之断裂分离，形成成团的杂晶晶粒。在籽晶回熔区底部即糊状区底部，枝晶臂发生不同程度的熔化，但枝晶干还存在，未被对流破坏，铸态组织仍然可辨。但枝晶间已经渗入了高密度合金液，形成了枝晶间细碎的杂晶晶粒。

图11b为上提拉顺重力定向凝固条件下籽晶回熔区附近纵截面组织的OM像，上端是CMSX-6籽晶的未熔化部分。密度大的浇注合金CMSX-4以底注的方式从下方的型腔上升进入籽晶腔，到达CMSX-6籽晶的熔化界面。此时2种合金的密度差在重力作用下形成了上轻下重的稳定状态，不会引起液体中的强烈对流。因此，在浇注和静置过程中籽晶能够稳定地继续熔化，在向上提拉时能够稳定地外延生长直至整个铸件。回熔区下面新生长的CMSX-4合金枝晶发育良好，枝晶方向与原始籽晶一致，无杂晶晶粒生成。经过Laue射线测量，图11b中的CMSX-6籽晶与CMSX-4铸件的晶体取向相差仅1.2°。

需要指出的是，图11所示的实验结果并非偶然。在同组实验的其他采用CMSX-6籽晶制备CMSX-4单晶部件的样品中，得到了完全相同的结果。这表明，在上提拉、下抽拉2种定向凝固过程中，所采用的合金材料、预热温度、浇注温度以及抽拉速率等凝固参数完全一致的条件下，仅仅是籽晶位置与凝固方向发生反转，使得重力起到了相反的作用，就造成了凝固组织的巨大差别，也决定了利用籽晶法制备单晶部件的成败。

为了进一步确认重力和凝固方向对籽晶回熔及外延生长的影响，使用CM247合金为籽晶在2种凝固条件下制备了CMSX-4单晶铸件。图12a为常规下抽拉法条件下回熔区附近纵截面组织的OM像。可以看出，回熔区内生成了许多等轴晶粒，糊状区内未熔化枝晶之间也出现了细碎的等轴晶。而回熔区上部的等轴晶则在向上的凝固过程中长成各种偏斜的柱状晶粒。这与使用CMSX-6作为籽晶材料的下抽拉法实验结果(图11a)基本相同。

图12b为使用CM247籽晶在新型上提拉法条件下回熔区附近纵截面组织的OM像，熔化区域没有出现杂乱晶粒，上部未熔化的籽晶与下部新长出的枝晶组织具有完全一致的取向。这说明回熔区没有发生熔液对流，保证了籽晶的回熔与外延生长都是在稳定状态下进行。这也与使用CMSX-6作为籽晶材料进行上提拉法实验结果(图11b)相同。

值得注意的是，籽晶材料CMSX-6的密度为8.0 g/cm³，与铸造合金CMSX-4的密度(8.7 g/cm³)相差较大；而籽晶材料CM247的密度为8.5 g/cm³，非常接近铸造合金CMSX-4的密度。这说明，即使微小的密度差，也会导致下抽拉法的失败(图12a)，而采用上提拉法则能成功利用籽晶法进行这类高温合金单晶铸件的制备(图12b)。

采用密度较低的CMSX-6和CM247合金作为籽晶材料制备密度较大的CMSX-4合金的单晶铸件，在通常的下抽拉实验条件下，都存在由于合金密度差引起的液相对流。这导致籽晶回熔区内形成成团的杂晶晶粒，阻挡籽晶的外延生长，因此无法复制籽晶的晶体取向形成单晶铸件。而将抽拉方向反转，采用向上提拉方式进行顺重力定向凝固时，籽晶回熔区内和前沿的金属液则会呈现出上轻下重的分布，因此重力成为抑制回熔区液体对流的因素。这从根本上保证了籽晶的回熔和单晶外延生长的稳定进行，为制备出三维晶体取向都得到精确控制的单晶铸件提供了先决条件。

在过去异质籽晶的研究工作中，主要把抗氧化性能作为选取籽晶材料的条件。本工作结果表明，籽晶材料与铸造合金之间的密度差对于籽晶的稳定重熔和单晶的顺利外延生长更为重要。传统的向下抽拉定向凝固在采用异质籽晶法制备高温合金单晶铸件时，不能选用密度小于铸造合金的籽晶材料。但是在一般情况下，密度较大的籽晶合金中添加了更多的W和Re等难熔元素，而减少了Cr等抗氧化元素的含量，这使得籽晶材料的抗氧化性能下降，在加热过程中会形成较厚的氧化膜，阻碍籽晶晶向的外延生长。而采用新型的向上提拉法进行高温合金的定向凝固时，则不存在上述问题，可选取抗氧化性能更好的低密度合金(如低代次单晶合金)作为籽晶材料，并能保证籽晶回熔和外延生长的成功。

综上所述，顺重力凝固技术从根本上消除了重力对高温合金定向凝固的不良影响，能够彻底消除单晶高温合金铸件中的雀斑缺陷，显著减轻共晶上聚现象，也保证了低密度籽晶稳定的回熔和外延生长，有希望发展成为新一代的先进单晶叶片成型技术。但这种新技术也存在工艺比较复杂，对铸件凝固的补缩压头不高等问题，还需要进行改进和优化。

(1) 在常规的模壳下抽拉法定向凝固过程中，高温合金单晶铸件出现了严重的雀斑缺陷和γ/γ'共晶上聚现象。其原因在于枝晶生长的方向与重力方向相反，元素偏析导致糊状区内合金液体密度减小，在重力的作用下形成上重下轻的失稳状态。这会引起液体对流并导致枝晶被冲断形成雀斑，而富集了γ'形成元素的残余液体上浮造成共晶上聚。另外，低密度合金无法用作籽晶材料制备高密度合金的单晶部件，因为回熔区内的对流会严重扰乱籽晶的正常回熔及外延生长。

(2) 在采用新型的上提拉法进行高温合金定向凝固时，雀斑缺陷被完全消除，共晶上聚现象也从根本上得到减轻。这是因为在顺重力凝固过程中，密度减小的液体处于糊状区上端，形成上轻下重的稳定状态，重力作用由失稳因素转化为维持稳定的因素，抑制了液体对流的产生与发展。另外，新型上提拉法工艺也使得低密度合金能够用作籽晶材料来制备高密度合金的单晶部件，这是因为无液体对流的理想状态保证了籽晶回熔及外延生长过程的稳定进行。