PDF《液态 Ti-Al 合金的深过冷与快速枝晶生长》

2 m)1/3 , (3) 其中, αm 是晶体结构因子, bcc 相为 0.71, fcc 相为 0.86;

?Sm 为固相熔化熵;

N0 为阿伏伽德罗常数;

Vm 为固相摩尔体积;

Ti 为界面温度. 在电磁悬浮 熔化凝固过程中, 合金熔体中的异质晶核主要有两 个来源: 其一是熔炼母合金时生成的固有异质晶 核;

其二是悬浮状态下真空室中残存的 O2 或H2O 与合金熔体反应生成的表面异质晶核. 但是, 试验 096101-3 物理学报Acta Phys. Sin. Vol. 65, No.

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096101 测定 β 相对各种异质晶核的润湿角极为困难. 这可 以根据深过冷试验数据由方程 (2) 进行预测. 对于 体积为 V 的合金熔体, 在时间 t 内发生结晶的临界 条件是必须形成至少一个β 相晶核: IV t = 1. (4) 在试验测定的冷却曲线上, 形核时间 t 是合金熔体 从液相线温度冷却至发生再辉的时间, 通常为 1―

5 s. 将试验获得的最大过冷度?T =

210 K与相应 的合金体积及形核时间代入方程 (2) 与(4), 计算得 出β 相的异质晶核润湿角 θ = 60? . 因此, 在本文试 验条件下 Ti-25 wt.%Al 合金中异质晶核的润湿角 范围为60? θ 180? . 图2β相形核过程与合金熔体过冷度相关规律 (a) 合金 凝固的热力学驱动力;

(b) 形核率随过冷度变 化Fig. 2. Nucleation of primary β phase versus undercool- ing: (a) Thermodynamic driving force for solidi?cation;

(b) nucleation rate in undercooled liquid alloy. 图2(b) 给出了β相形核率随液态Ti-

25 wt.%Al 合金过冷度的变化曲线. 显然, 即使 在悬浮无容器状态下, β 相实现均质形核的可能性 依然很小. 这是因为当润湿角 θ = 180? 时, 均质形 核率的极大值远小于

1 m?3・ s?1 , 难以在 1―5 s 时 间内形成至少一个晶核. 同时可以发现, 对于润湿 角θ=60? 的异质形核过程, β 相的形核率在过冷 度?T = 100―300 K 范围内急剧增大. 所以, 合 金熔体的过冷度将很难超越

300 K. 这与数十次电 磁悬浮熔凝过程仅获得

210 K 最大过冷度的试验 事实相符合. 若........