Ti3Al 合金凝固過程晶核形成及演變過程的模擬研究*

李昌 侯兆陽 牛媛 高全華 王真 王晉國 鄒鵬飛

(長安大學理學院,西安 710064)

采用分子動力學方法對Ti3Al 合金的形核機理進行了模擬研究,采用團簇類型指數法(CTIM),對凝固過程不同尺度的原子團簇結構進行了識別和表征,深入研究了臨界晶核的形成和長大過程.結果表明,凝固過程體系包含了數萬種不同類型的原子團簇結構,但其中22 種團簇結構類型對結晶形核過程起關鍵性作用.在晶核的形成和長大過程,類二十面體(ICO)原子團簇、類BCC 原子團簇和缺陷FCC 及缺陷HCP 原子團簇在3 個特征溫度點T1 (1110 K),T2 (1085 K)和T3 (1010 K)時達到數量上的飽和,并根據數量和空間分布隨溫度的變化,得到了它們在形核和長大過程相互競爭的關系.跟蹤平行孿生晶粒形成和長大的過程發現,臨界晶核是由FCC 原子構成的單相結構,并未觀察到亞穩BCC 相優先形核的過程;平行孿生結構是由FCC 單相晶核在沿密排面逐層生長過程中形成的.結果還表明,CTIM 相比于其他微觀結構表示方法,能更為準確地揭示凝固過程微觀結構的轉變特征.

1 引言

Ti3Al 合金具有低密度、高比強度、良好的高溫性能,是航天、航空及汽車發動機耐熱構件理想的輕質高溫結構材料[1-3].Ti-Al 合金的物理和力學特性與其凝固結構密切相關,其中凝固結構中FCC 結構(γ-TiAl 相)晶粒容易產生室溫脆性,而FCC (γ-TiAl 相)和HCP 結構(α2-Ti3Al 相)的片層狀混合晶?？梢燥@著提高材料的塑性[4-7].因此,深入研究Ti3Al 合金凝固過程微觀結構的形成和演變規律,對于理解該合金的性質具有重要的意義.

金屬的凝固起始于過冷液體中臨界晶核的形成,而臨界晶核的形成機制對其后的生長過程,尤其是最終凝固組織具有至關重要的影響.然而,由于金屬熔體形核過程中臨界晶核的空間尺度往往較小,并且在很短時間內便迅速長大,因此實驗上還難以對Ti3Al 合金熔體形核和長大過程進行直接跟蹤研究.而分子動力學模擬則能彌補實驗上的不足,目前已有文獻[8-14]對Ti-Al 合金凝固過程微觀結構的演變進行了模擬研究.Pei 等[8]對不同冷卻速率下Ti3Al 合金的凝固過程進行了模擬計算,結果表明快速凝固得到非晶與晶體結構的臨界冷卻速率為2 K/ps.Xie 等[9,10]對TiAl 合金快速凝固非晶形成過程進行了模擬計算,分析了快速凝固過程二十面體中程序結構的特征及形成機理.Li 等[11]對TiAl 合金快速凝固結晶形核過程進行了模擬計算,結果表明當冷卻速率為0.01 K/ps 時凝固得到包含γ-TiAl 相和α2-Ti3Al 相的混合晶體結構.隨后Li 等[12]進一步借助于公共近鄰分析(CNA)[15]方法對結晶形核過程各種微觀結構組態的數目進行了統計分析,并結合可視化方法,發現TiAl 合金結晶形核過程經歷了BCC 亞穩相在二十面體聚集區優先形核,隨后向HCP 亞穩相和FCC 穩定相順序轉化的過程.然而,當前這些研究大部分只是采用CNA 分析法[15]或Voronoi 多面體分析法[16]等微觀結構表征方法,對Ti-Al 合金凝固過程各種微觀結構組態的統計數目進行分析,或通過可視化方法對結晶形核過程進行定性分析,尚未對凝固過程納米尺度臨界晶核的形成及演化過程進行定量跟蹤研究.所以至今對Ti3Al 合金熔體中不同結構類型團簇結構競爭和重構規律,以及臨界晶核的形成及進一步演化為孿生片層狀晶粒機理的了解仍比較有限.

金屬熔體結晶形核過程晶核的空間尺度一般為納米量級,要對臨界晶核的形成及演化過程進行跟蹤研究,首先需要對包含較多原子的大規模體系進行模擬,其次要能對包含幾百到上千個原子的納米尺度原子團簇結構進行識別和表征,并跟蹤這些納米團簇的演化過程.為此,本文對包含約161 萬個原子的Ti3Al 合金大規模體系的凝固過程進行了模擬計算,采用課題組建立的微觀結構表征方法—團簇類型指數法(cluster-type index method,CTIM)[17-19],對結晶形核過程體系不同尺度原子團簇結構進行識別和表征,并跟蹤研究了這些原子團簇從晶胚演變為臨界晶核以及孿生晶粒的過程,揭示了Ti3Al 合金凝固過程臨界晶核的形成及演變機理.

2 模擬計算方法

2.1 分子動力學模擬

采用分子動力學方法對Ti3Al 合金的凝固過程進行計算機模擬,模擬計算借助于美國Sandia國家實驗室開發的LAMMPS 進行[20],原子間相互作用勢采用Zope 和Mishin[21]提出的嵌入原子勢(EAM),勢函數的表達式為

其中,i和j分別表示不同的原子,系統中原子的總數目為N,rij代表原子i與原子j之間的距離,為原子i和原子j之間的對勢,Fi(ρi)表示將一個原子i嵌入到具有電子密度ρi的局部位置的嵌入能量

其中,ψ(rij)是相鄰原子i對原子j的電子密度.該勢函數能夠正確反映Ti-Al 合金液態和固態結構、彈性和熱力學性質[8-12,22-24].運動方程的求解采用Verlet 算法[25],時間步長為5 fs.

首先,將1612800 個原子按照Ti3Al 合金成分(即120960 個Ti 原子,40320 個Al 原子)以HCP晶體結構置于63.88 nm×63.88 nm×7.45 nm的長方體盒子里;模擬運算采用周期性邊界條件,在NPT 系綜下將體系從273 K 升溫至2073 K,并等溫運行100 ps 以獲得平衡液態;然后將平衡液體在NPT 系綜下以0.01 K/ps 的冷卻速率從2073 K凝固到273 K.凝固過程中在不同溫度間隔進行即時采樣,即輸出體系原子位置坐標.最后,采用課題組建立的團簇結構表征方法—CTIM[17-19],將凝固過程體系中的團簇結構進行識別和表征,并跟蹤臨界晶核的形成和演化過程.

2.2 原子團簇結構的識別和表征

當前,由Honeycutt 和Andersen[15]提出的公共近鄰分析(CNA)方法,被廣泛應用于對液態、非晶態和晶態體系原子結構組態的表征中.CNA方法采用一組指數(ijkl)(稱為H-A 鍵對)來表征局域原子結構組態,如圖1 所示.典型的液態或非晶態結構中大量出現的二十面體(ICO)以1551 鍵對的大量存在為特征;對于各種晶體結構,FCC 結構以1421 鍵對為特征,HCP 結構以1421 和1422鍵對為特征,BCC 結構則以1441 和1661 鍵對為特征.

圖1 公共近鄰分析方法中不同H-A 鍵對拓撲結構示意圖.根對原子和其公共近鄰原子分別用紅色和綠色表示Fig.1.Schematic diagram of topological structure of H-A bond types in common neighbour analysis.The root-pair atoms and their common neighbours are represented in red and green colours,respectively.

CNA 方法只能對FCC,HCP,BCC 和ICO 等局域原子結構的部分結構組態進行識別,為了有效識別不同局域原子結構組態,我們在CNA 方法的基礎上建立了一種新的微觀結構表征方法,即CTIM[17-19].CTIM 采用一組指數(N,n/ijkl)來表征由中心原子與其近鄰原子構成的團簇類型(本文稱之為基本原子團簇),其中表示與中心原子構成基本原子團簇的近鄰原子總數(即配位數),n/ijkl表示中心原子與其近鄰原子所構成的各種(ijkl)鍵對的數目.根據CTIM 的定義,FCC結構的12 個近鄰原子均與中心原子構成了1421鍵對,如圖2(a)所示,它被表示為(12,12/1421);相應地,HCP,BCC 和ICO 基本原子團簇分別被表示為(12,6/1421 6/1422),(14,6/1441 8/1661)和(12,12/1551).進一步,根據基本原子團簇的結構類型,將該基本原子團簇的中心原子稱為該結構類型原子,如FCC 原子表示以該原子為中心的基本原子團簇具有類FCC 局域結構,二十面體原子表示以該原子為中心的基本原子團簇具有二十面體局域結構.

圖2 CTIM 表征基本原子團簇結構方法示意圖 (a)FCC 基本原子團簇(12,12/1421);(b)缺陷FCC 基本原子團簇(12,2/1311 1/1411 9/1421)Fig.2.Schematic diagram of topological structure of basic atomic cluster characterized by CTIM:(a)FCC basic atomic cluster (12,12/1421);(b)defective FCC basic atomic cluster (12,2/1311,1/1411,9/1421).

CTIM 不但可以對體系中規則的FCC,HCP,BCC 和ICO 等基本原子團簇結構進行表征,還可以對它們的各種缺陷結構進行精確的識別和表征.圖2(b)所示原子團簇的拓撲結構與圖2(a)中規則FCC 基本原子團簇非常接近,不同的是密排面A 層中編號為614650 和775396 的兩原子之間的距離因稍遠而不成鍵;這樣編號為614650,775396和828072 的原子與中心原子成鍵,由原來的3 個1421 鍵對轉變為兩個1311 鍵對和一個1411 鍵對,這樣,此缺陷FCC 基本原子團簇結構被表征為(12,2/1311 1/1411 9/1421).

當兩個基本原子團簇的中心原子相互近鄰(成鍵)時,認為這兩個基本原子團簇同屬于一個團簇結構,這樣在CTIM 的基礎上可以清晰地表征不同尺寸的原子團簇結構,如圖3 所示.圖3(a)所示的原子團簇是由1 個HCP 基本原子團簇(12,6/1421 6/1422)和1 個FCC 基本原子團簇(12,12/1421)構成的包含20 個原子的團簇結構;圖3(b)所示原子團簇是由6 個FCC 基本原子團簇(12,12/1421)構成的包含38 個原子的納米級團簇.

圖3 CTIM 表征的 較大尺 寸原子 團簇結 構 (a)由1 個HCP 基本原 子團簇(12,6/1421 6/1422)和1 個FCC 基 本原子團簇(12,12/1421)構成的包含20 個原子的團簇結構;(b)由6 個FCC 基本原子團簇(12,12/1421)構成的包含38 個原子的納米級團簇結構.灰色原子為團簇的中心原子Fig.3.Topological structure of larger atomic clusters characterized by CTIM:(a)Cluster with 220 atoms consisting of one HCP basic atomic cluster (12,6/1421,6/1422)and one FCC basic atomic cluster (12,12/1421);(b)nanocluster with 38 atoms consisting of six FCC basic atomic clusters (12,12/1421).The gray atoms are central atoms of basic atomic clusters.

2.3 原子團簇結構演化的跟蹤

對凝固過程體系中原子團簇的演化過程進行了跟蹤,首先,采用CTIM 對凝固過程每個溫度下的原子團簇結構進行識別并編號;然后,在T1溫度下選取一個待考察原子團簇,并在前一溫度T2(T2＞T1)下體系所有原子團簇中,尋找與待考察原子團簇具有最多相同原子編號的原子團簇,該原子團簇被視為待考察原子團簇在T2溫度下的前驅原子團簇,這些編號相同的原子被稱為遺傳原子;按照相同的方法,T2溫度下的前驅原子團簇可以進一步向更高的溫度跟蹤下去.為了考察被跟蹤原子團簇結構在演變過程的穩定性,定義每一溫度下遺傳原子在該原子團簇中所占的總原子數比率為其遺傳率,顯然遺傳率越大,團簇中越多的原子能被遺傳下去,這意味著該原子團簇越穩定.

3 模擬結果與討論

圖4 給出了Ti3Al 合金在不同冷卻速率凝固過程中體系平均原子能量隨溫度的變化過程,可以看出,在1 K/ps,0.5 K/ps 和0.01 K/ps 冷速下呈現典型的一級相變特征,進一步由圖5 中凝固結構(273 K)的微觀結構特征可知,凝固獲得非晶與晶體結構的臨界冷卻速率約為2 K/ps,結果與Pei等[8]的模擬結果一致.由圖4 和圖5 還可以發現,隨著冷速的降低結晶起始溫度升高,晶粒的生長過程明顯,凝固結構中晶粒的平均尺寸增大.為了更清楚展現結晶凝固過程晶粒的形成和長大過程,本文選取0.01 K/ps 較低冷速下的凝固過程,在此冷速下結晶凝固過程在 (1110—1010 K)溫度區間(約100 K)完成.進一步,由圖6 凝固過程體系雙體分布函數隨溫度的演變過程可見,在液態和過冷溫區(T＞ 1110 K),雙體分布函數呈現明顯液態特性;在1110 K 溫度附近,雙體分布函數在較遠的距離逐漸呈現明顯的峰值,這意味著體系中晶核的逐漸形成和長大;當溫度T＜ 1010 K 時,雙體分布函數的特征基本保持不變,這意味著晶體結構的形成.

圖4 Ti3Al 合金不同冷速凝固過程平均原子能量隨溫度的變化曲線Fig.4.Changes of average energy per atom with temperature during the solidification of Ti3Al alloy under different cooling rates.

圖5 不同冷卻速率下Ti3Al 合金的凝固結構(273 K)(a)2 K/ps;(b)1 K/ps;(c)0.5 K/ps;(d)0.01 K/ps.其中綠色、紅色和藍色小球分別代表FCC,HCP 和BCC 晶態結構原子;其他類型結構原子用灰色小球表示Fig.5.Microstructures of solidification solids (273 K)under different cooling rates:(a)2 K/ps;(b)1 K/ps;(c)0.5 K/ps;(d)0.01 K/ps.The crystal atoms with FCC,HCP and BCC structures are shown in green,red and blue,other atoms are shown in gray.

圖6 Ti3Al 合金凝固過程雙體分布函數隨溫度的演變過程Fig.6.Evolution of pair distribution function with temperature during the solidification process of Ti3Al alloy.

3.1 原子團簇結構分析

為了進一步闡明晶核形成和長大過程中團簇結構的轉變特征,在(1110—1010 K)溫度區間選取19 個不同的樣品,如圖7 所示.盡管在每個溫度下,體系中都包含了幾萬種不同類型的基本原子團簇,但是起關鍵作用的團簇類型并不多.為了討論方便,在19 個樣品中都選擇數量排名前10 的基本原子團簇結構類型進行統計,結果表明,在這些基本原子團簇中共有22 種不同結構類型,它們涉及的原子數目超過體系75%的原子,由此說明體系凝固過程雖然包含幾萬種不同類型的團簇結構,但只有少量部分類型團簇結構對晶核的形成和長大起關鍵性作用.而且由圖7 可見,在晶核形成和長大過程(1110—1010 K),體系中團簇類型的數量急劇減少,而團簇所涉及體系原子的數目急劇增加,說明此溫度區間體系主要團簇結構發生關鍵的轉化.

圖7 Ti3Al 合金結晶形核過程體系中基本原子團簇類型的總數量和其中22 種主要基本原子團簇所涉及原子數目的比率隨溫度的變化Fig.7.Changes of the total number of basic atomic clusters and the ratio of involved atoms in the 22 major basic atomic clusters during the nucleation process of Ti3Al alloy.

為了進一步闡明凝固過程主要團簇類型之間的轉化關系,圖8 進一步給出了這22 種基本原子團簇在凝固過程中數目隨溫度的變化.這22 種基本原子團簇主要由1311,1421,1422,1431,1441,1541,1551 和1661 八種鍵對組合而成,根據基本原子團簇中各種特征鍵對數目的比例,將體系中這22 種基本原子團簇分成如下4 類:

(1)類FCC 基本原子團簇,如圖8(a1)所示,主要由1421 鍵對構成,其占比超過50%;

(2)類HCP 基本原子團簇,如圖8(a2)所示,主要由1421 和1422 鍵對構成,兩者總和占比超過50%,而且兩者數目接近;

(3)類BCC 基本原子團簇,如圖8(a3)所示,主要由1661 和1441 鍵對構成,兩者總和占比超過50%;

(4)類ICO 基本原子團簇,如圖8(a4)所示,主要由1551 鍵對構成,其占比超過50%.

由圖8 可見,相同結構類型的基本原子團簇在凝固過程有著相似的變化規律.當溫度T＞T1=1110 K 時,隨著溫度的降低,類ICO 基本原子團簇的數量顯著增加,在溫度T1=1110 K 時其數量達到了峰值,而其他類型團簇結構一直保持較少的數量.隨著溫度的繼續降低(T1=1110 K ＞T＞T2=1085 K),類ICO 基本原子團簇的數量急劇降低,同時類FCC、類HCP 和類BCC 基本原子團簇的數量快速增加,在溫度T2=1085 K 時類BCC 基本原子團簇的數量達到峰值;在此溫度區間,大量不同尺寸的晶粒不斷形核長大,如圖9(b)和圖9(c)所示,此階段對應結晶形核、長大階段.隨著溫度的繼續降低(T2=1085 K ＞T＞T3=1010 K),類ICO 基本原子團簇的數量緩慢下降并最終趨向于0,類BCC 基本原子團簇的數量也逐漸下降;同時規則FCC 基本原子團簇和規則HCP基本原子團簇數量繼續快速增加,而缺陷FCC 基本原子團簇和缺陷HCP 基本原子團簇的數量增加幅度明顯降低,在溫度T3=1010 K 時,缺陷FCC基本原子團簇和缺陷HCP 基本原子團簇的數量達到峰值;在此溫度區間,不同尺寸晶粒長大過程不斷兼并周圍較小晶粒,如圖9(b)和圖9(d)所示,對應結晶粗化階段.當溫度進一步降低(T＜T3=1010 K),類ICO 基本原子團簇的數量一直為0,類BCC 基本原子團簇僅有少量存在;規則FCC基本原子團簇和規則HCP 基本原子團簇增速趨緩,它們的總數量最終穩定在體系原子總數目的75%左右,而缺陷FCC 基本原子團簇和缺陷HCP基本原子團簇迅速減少,最終只有少量存在;在此溫度區間晶粒形貌基本保持不變,凝固晶化已經基本完成,只是晶粒內部分缺陷結構逐漸完善,如圖9(d)和圖9(e)所示.

圖8 Ti3Al 合金凝固過程體系內22 種主要基本原子團簇的數目隨溫度的變化 (a1)類FCC 基本原子團簇;(a2)類HCP 基本原子團簇;(a3)類BCC 基本原子團簇;(a4)類ICO 基本原子團簇.為了清晰起見,(b1)-(b4)分別給出了圖(a1)-(a4)在(1110-814 K)溫度區 間的局部圖.類ICO、類BCC 和缺陷FCC、缺 陷HCP 基本原 子團簇 分別在溫度T1 =1110 K,T2 =1085 K 和T3 =1010 K 達到飽和Fig.8.Relationship of the number of 22 major basic atomic clusters with temperature during the solidification process of Ti3Al alloy:(a1)FCC-like basic atomic cluster;(a2)HCP-like basic atomic cluster;(a3)BCC-like basic atomic cluster;(a4)ICO-like basic atomic cluster.For clarity,(b1)-(b4)show the enlarged views of (a1)-(a4)in the temperature range (1110-814 K),respectively.The numbers of ICO-like,BCC-like and defective FCC,defective HCP basic atomic clusters reach saturation point at T1 =1110 K,T2 =1085 K and T3 =1010 K.

圖9 Ti3Al 合金凝固過程中類FCC、類HCP、類BCC 和類ICO 原子結構空間分布的演化過程 (a)2073 K;(b)1110 K;(c)1085 K;(d)1010 K;(e)273 K.其中,綠色、紅色、藍色和黃色小球分別代表類FCC、類HCP、類BCC 和類ICO 原子.其中G1 和G2 分別為選定的兩個平行孿生晶粒和五重孿生晶粒.Fig.9.Evolution of spatial distribution of FCC-like,HCP-like,BCC-like and ICO-like atoms during the solidification process of Ti3Al alloy:(a)2073 K;(b)1110 K;(c)1085 K;(d)1010 K;(e)273 K.The FCC-like,HCP-like,BCC-like and ICO-like atoms are shown in green,red,blue and yellow color,respectively.The parallel and fivefold twin grains are labelled in G1 and G2,respectively.

由圖8 還可以發現,凝固過程缺陷ICO 基本原子團簇的數量遠高于規則ICO 基本原子團簇,對結晶凝固過程起更關鍵的作用,缺陷FCC 和缺陷HCP 基本原子原子團對晶核的形成和完善起到了推動作用,由此說明,CTIM 相比于其他微觀結構表示方法,能更為準確地揭示凝固過程微觀結構的轉變特征.

由圖9 還可以發現,Ti3Al 合金凝固結構中形成大量的平行孿生晶粒和部分五重孿生晶粒,這與Ti3Al 合金實驗中觀察到大量片層孿生晶粒的結果一致[4-7].

3.2 臨界晶核的形成和長大機理

為了進一步揭示Ti3Al 合金凝固過程臨界晶核的形成和長大機理,對凝固過程中晶粒的形成和演變過程進行了跟蹤研究,圖10 給出了圖9(e)中被標記為“G1”的平行孿生晶粒的形成過程.由圖10 可見,G1 晶粒的初始晶粒出現在1109 K,該團簇由兩個規則FCC 基本原子團構成.雖然該團簇中全部原子都能遺傳到下一溫度1108 K,但隨著溫度的降低,團簇的遺傳率開始下降;自1107 K 開始,被跟蹤原子團簇的遺傳率開始持續增加,并一直保持較高的遺傳率(＞ 50%),團簇的尺寸也跟隨著持續增大.由此表明,被跟蹤原子團簇在1107 K 時開始變得比較穩定,此時的團簇結構可被視為臨界晶核.由圖10(b)可見,臨界晶核是由60 個類FCC 基本原子團構成的單相FCC 結構,具有明顯的非球狀形貌.此結果與經典形核理論中球狀臨界晶核形貌假設并不一致,但大量實驗和計算結果均表明,結晶形核過程臨界晶核具有非球狀形貌[25-27].由圖10 還可以發現,層狀孿生面的形成是晶核長大過程液相原子在晶核表面的密排面上逐層沉積而成的,這與金屬Al 凝固過程孿生結構的形成機理一致[18].

由圖10 還可以發現,當臨界晶核在1107 K溫度下形成以后,隨著溫度的降低,被跟蹤原子團簇的尺寸和遺傳率均迅速增大;當溫度T＜ 1015 K,被跟蹤原子團簇的尺寸和遺傳率的增加均逐漸減緩,原子團簇中的缺陷逐漸減少,這與上文分析的當溫度T＜T3=1010 K 時凝固晶化已經基本完成,晶粒內部缺陷FCC 和缺陷HCP 原子逐漸轉變為規則FCC 和HCP 原子是一致的;當溫度T＜805 K,此時原子團簇的內部結構基本保持不變,因此被跟蹤原子團簇的尺寸和遺傳率一直保持不變,且遺傳率接近100%.

圖10 圖9(e)中標記為G1 的平行孿生晶粒的形成過程 (a)團簇遺傳率和尺寸(包含的中心原子數)與溫度的變化關系;(b)原子團簇結構演變過程.其中綠色和紅色小球分表代表類FCC 和類HCP 原子Fig.10.Formation process of parallel twin grains labeled G1 in Fig.9(e):(a)Relationship of heritability and size (number of central atoms)of tracing clusters with temperature;(b)evolution process of the structure of atomic clusters.The FCC-like and HCPlike atoms are shown in green and red color,respectively.

為了進一步闡明臨界晶核形成過程中類FCC、類HCP 和類ICO 原子之間的相互競爭過程,對圖10(b)中構成臨界晶核的60 個原子向高溫區進行了跟蹤,結果如圖11 所示.可以看出,在臨界晶核的形成早期(T≥ 1114 K),這些原子均由無序結構(其他類型)構成,隨著溫度的降低,這些原子的堆積緊密程度增加,體系中部分無序結構原子開始向類ICO 原子轉化,但比例一直不超過20%;當溫度T＜ 1112 K 時,隨著類FCC 原子的形成,類ICO 原子和無序結構原子逐漸減少.由圖11 還可以發現,整個臨界晶核形成過程,幾乎沒有類BCC原子出現,類HCP 原子只有在臨界晶核形成前有極少量存在.我們并未發現Li 等[12]在TiAl 合金形核過程得到的,BCC 亞穩相在ICO 聚集區優先形核,隨后向HCP 亞穩相和FCC 穩定相順序轉化的過程.

圖11 圖10(b)中臨界晶核形成過程不同局域結構的競爭過程 (a)不同結構類型原子數目占比的變化;(b)不同結構原子的空間分布.類FCC、類HCP、類BCC、類ICO 和無序結構(其他)原子分別用綠色、紅色、橘黃色和白色表示Fig.11.Competition process of different local structures in the formation process critical nucleus shown in Fig.10(b):(a)Change of the proportion of the atoms with different local structures;(b)spatial distribution of the atoms with different local structures.The FCC-like,HCP-like,BCC-like and ICO-like atoms are shown in green,red,blue and yellow color,respectively.Others with disordered structure are shown in white color.

4 結論

本文采用分子動力學方法對Ti3Al 合金凝固過程進行了模擬計算,借助于課題組建立的微觀結構表征方法-團簇類型指數法(CTIM),對凝固過程不同尺度原子團簇結構進行了識別和表征,深入研究了臨界晶核的形成和長大機理,結果表明:

根據凝固過程體系能量和雙體分布函數隨溫度的變化規律,發現晶核的形成和長大發生在(1110—1010 K)溫度區間.采用CTIM 進一步對結晶形核過程原子團簇結構進行識別后發現,凝固過程體系雖然包含幾萬種不同類型的團簇結構,但只有少量部分結構類型原子團簇結構對晶核的形成和長大起關鍵性作用,其中22 種基本原子團簇結構類型涉及到體系超過70%的原子.而且凝固過程缺陷ICO 基本原子團簇的數量遠高于規則ICO,對結晶凝固過程起更關鍵的作用;缺陷FCC和缺陷HCP 基本原子團簇對晶核的形成和完善起到了推動作用,CTIM 相比于其他微觀結構表示方法,能更為準確地揭示凝固過程微觀結構轉變特征.

在晶核的形成和長大過程,存在T1(1110 K),T2(1085 K)和T3(1010 K)3 個特征溫度點,它們分別對應類ICO、類BCC、缺陷FCC 與缺陷HCP基本原子團簇達到數量飽和的溫度.在形核和長大階段(T1—T2),類ICO 基本原子團簇數量快速下降,類FCC、類HCP 和類BCC 等晶態結構基本原子團簇的數量迅速增加.在晶粒粗化階段(T2—T3),類ICO 基本原子團簇的數目持續減少并趨于0,類FCC 和類HCP 基本原子團簇的數量持續增加,而類BCC 基本原子團簇的數目開始下降.在晶粒內缺陷結構完善階段(T3—273 K),缺陷FCC和HCP 基本原子團簇逐漸轉化為規則的FCC 和HCP 基本原子團簇.

通過跟蹤平行孿生晶粒形成和長大過程發現,臨界晶核是由FCC 原子構成的單相結構,平行孿生結構是由FCC 單相晶核在沿密排面逐層生長過程中形成的.臨界晶核的形成經歷了無序原子局域堆積緊密程度增加后,逐漸從ICO 結構或無序結構轉變為單相FCC 結構,未觀察到BCC 亞穩相在ICO 聚集區優先形核,隨后向HCP 亞穩相和FCC穩定相順序轉化的過程.