1、UJSDai QX 第第8 8章章 外能量場對相變的影響外能量場對相變的影響 外能量場是除了溫度外在材料加工過程中外能量場是除了溫度外在材料加工過程中 的外加能量，如各類應力、磁場、電場、輻射、的外加能量，如各類應力、磁場、電場、輻射、 激光等，這些外加的高能量對材料的各類相變激光等，這些外加的高能量對材料的各類相變 過程及結果都有一定的影響。過程及結果都有一定的影響。 另外，外能量場還包括材料應用的環境。另外，外能量場還包括材料應用的環境。 UJSDai QX 8.1 溫度梯度對相變擴散的影響溫度梯度對相變擴散的影響 溫度梯度可產生熱流，使能量發生遷移，從而導致物質的溫度梯度可產生熱流，使能

2、量發生遷移，從而導致物質的 流動，這種現象叫熱擴散。可用擴散方程來進行計算。設在流動，這種現象叫熱擴散。可用擴散方程來進行計算。設在I 組元很稀少的體系中，存在溫度梯度，若忽略組元之間的相組元很稀少的體系中，存在溫度梯度，若忽略組元之間的相 互作用，那么互作用，那么Fick定律可表示為：定律可表示為： x T CD x C DJ ii i ii 右邊第二項為右邊第二項為Soret效應，效應，Di 為熱擴散系數，穩態時，為熱擴散系數，穩態時，Ji =0 , T i ii i S dT dC CD D 1 Di / Di 為熱擴散效應的大小，稱為為熱擴散效應的大小，稱為Soret系數（系數（ST

3、). UJSDai QX 在溫度梯度下還會有相變問題。在溫度梯度下還會有相變問題。 例如例如:對于對于0.14%C鋼的實驗得到：熱擴散使碳從冷端向熱鋼的實驗得到：熱擴散使碳從冷端向熱 端富集。厚度為端富集。厚度為1.2mm的的0.14%C鋼板，兩邊分別保持恒溫鋼板，兩邊分別保持恒溫 705和和640，dT/ dx=541/cm 。熱擴散。熱擴散60小時后，碳富集小時后，碳富集 于熱端，成分高達于熱端，成分高達1.75%C, 近似于相圖上相界線的延長線的交近似于相圖上相界線的延長線的交 點。點。 北極探險家知道，含食鹽的水，其冷的上表面不斷變得更北極探險家知道，含食鹽的水，其冷的上表面不斷變得更

4、 純而供飲用。這可能是冷空氣和冰下較暖的海水之間的溫度梯純而供飲用。這可能是冷空氣和冰下較暖的海水之間的溫度梯 度造成的，使鹽的夾雜作了緩慢的定向遷移。度造成的，使鹽的夾雜作了緩慢的定向遷移。 UJSDai QX 8.2 磁場條件下的相變磁場條件下的相變 外加磁場的作用是提高了新、舊兩相的自由能外加磁場的作用是提高了新、舊兩相的自由能 差，即增加了相變的驅動力。如在一定的溫度下，差，即增加了相變的驅動力。如在一定的溫度下， 等溫馬氏體轉變速度隨磁場強度的升高而增大，等溫馬氏體轉變速度隨磁場強度的升高而增大， 并且隨磁場強度的升高，馬氏體形態傾向于增多并且隨磁場強度的升高，馬氏體形態傾向于增多

5、片狀馬氏體。片狀馬氏體。 1929年年Herbert發現淬火鋼外加磁場引起鋼硬度提高發現淬火鋼外加磁場引起鋼硬度提高, 1960年在年在Fe23Ni1.5Cr0.5C鋼中發現磁場誘發了鋼中發現磁場誘發了M轉變，轉變， 1979年年Cohen等人研究了磁場對等溫馬氏體轉變的影響，等人研究了磁場對等溫馬氏體轉變的影響， 指出：外加磁場的作用是提高了新、舊兩相的自由能差，即指出：外加磁場的作用是提高了新、舊兩相的自由能差，即 增加了相變的驅動力。增加了相變的驅動力。 UJSDai QX 結果表明較強磁場強度使結果表明較強磁場強度使MS提高了提高了58，MS變化為：變化為： C m SSS F F M

6、TMM )( 0 式中，式中，T0為兩相具有相同自由能時的溫度，為兩相具有相同自由能時的溫度，FC為克為克 服界面能和彈性能阻力所必須提供的能量，服界面能和彈性能阻力所必須提供的能量，Fm為磁場引為磁場引 起的附加自由能差。起的附加自由能差。 從熱力學角度分析，加磁場降低了馬氏體相的自由能，從熱力學角度分析，加磁場降低了馬氏體相的自由能， 而且在磁場下奧氏體和馬氏體相的磁矩不同，即存在而且在磁場下奧氏體和馬氏體相的磁矩不同，即存在 Zeeman效應，此差值為相變提供了一定的驅動力，因而效應，此差值為相變提供了一定的驅動力，因而 使使MS點提高，所以加速了轉變。點提高，所以加速了轉變。 UJSD

7、ai QX 磁場對高碳低合金鋼磁場對高碳低合金鋼M轉變的影響轉變的影響 (1100奧氏體化奧氏體化) 在相同在相同M量時量時,使相變溫度使相變溫度; 在相同溫度下在相同溫度下,M,M轉變量轉變量 在在M轉變過程中撤去外磁場對后轉變過程中撤去外磁場對后 續轉變過程的影響續轉變過程的影響 UJSDai QX 電磁攪拌條件下合成凈化電磁攪拌條件下合成凈化AlAl基復合材料基復合材料 理理 論論 依依 據據 動力學動力學: : 磁場對高溫熔體的作用力能有效磁場對高溫熔體的作用力能有效 驅動熔體流動驅動熔體流動, ,加速傳熱傳質過程加速傳熱傳質過程, ,改善原位合改善原位合 成物理化學條件，促使生成顆粒

8、成物理化學條件，促使生成顆粒數量增多，粒數量增多，粒 度細小且彌散分布度細小且彌散分布. 熱力學熱力學: :當外加超強磁場，有可能改變反應當外加超強磁場，有可能改變反應 熱力學參數，如反應熵、焓和自由能等，加速熱力學參數，如反應熵、焓和自由能等，加速 反應進行，生成顆粒由亞微米級向納米級轉變反應進行，生成顆粒由亞微米級向納米級轉變 制備納米顆粒增強原位鋁基復合材料制備納米顆粒增強原位鋁基復合材料. . UJSDai QX 電磁攪拌條件下合成凈化電磁攪拌條件下合成凈化AlAl基復合材料基復合材料 當沒有電磁攪拌作用時，傳質和擴散依靠熔體自身的濃度梯當沒有電磁攪拌作用時，傳質和擴散依靠熔體自身的濃

9、度梯 度進行，速度較慢。當外加一定強度的電磁場后，在鋁熔體內度進行，速度較慢。當外加一定強度的電磁場后，在鋁熔體內 就產生了感生電流，磁場和熔體的相互作用產生了電磁驅動力，就產生了感生電流，磁場和熔體的相互作用產生了電磁驅動力， 稱之為洛侖茲力，屬于體積力，該力作用在鋁熔體體積之上，稱之為洛侖茲力，屬于體積力，該力作用在鋁熔體體積之上， 鋁液被迫運動。鋁液被迫運動。 UJSDai QX 對于一定的金屬液來說，輸入的電流頻率越低對于一定的金屬液來說，輸入的電流頻率越低 ，電阻率，電阻率 越小，金屬液的攪動就越強，能夠有效地促進金屬液的化學越小，金屬液的攪動就越強，能夠有效地促進金屬液的化學 成分

10、和溫度的均勻成分和溫度的均勻, 很好地改善了原位很好地改善了原位合成條件合成條件。 作用作用1: 傳熱和傳質速度增加傳熱和傳質速度增加. 顆粒在形核生長階段，熔體顆粒在形核生長階段，熔體 在洛侖茲力的作用下，處于強烈的混合對流運動狀態，傳熱在洛侖茲力的作用下，處于強烈的混合對流運動狀態，傳熱 和傳質速度增加，增加了鋁液和固態和傳質速度增加，增加了鋁液和固態ZrO2顆粒的接觸機會，顆粒的接觸機會， 使得增強顆粒生成量增加；使得增強顆粒生成量增加； 作用作用2: 降低臨界形核功降低臨界形核功. 電磁場以電磁波形式作用于熔體，電磁場以電磁波形式作用于熔體， 結構起伏和能量起伏，一定程度上降低臨界形核

11、功，增加結構起伏和能量起伏，一定程度上降低臨界形核功，增加 熔體中的形核數量。熔體中的形核數量。 作用作用3: 顆粒顆粒彌散分布彌散分布. 攪拌作用促進鋁熔體和攪拌作用促進鋁熔體和Al3Zr等顆等顆 粒的混合，促使增強相顆粒在鋁熔體中的彌散分布。粒的混合，促使增強相顆粒在鋁熔體中的彌散分布。 UJSDai QX 未加電磁攪拌未加電磁攪拌 (b) (b) 施加電磁攪拌施加電磁攪拌,B=0.05T,B=0.05T 圖圖 （AlAl2 2O O3 3+Al+Al3 3Zr+ ZrBZr+ ZrB2 2) )p p/Al/Al復合材料微觀組織復合材料微觀組織 縮孔縮孔縮孔縮孔 UJSDai QX 圖圖

12、 外磁場對復合材料微觀組織的影響外磁場對復合材料微觀組織的影響 UJSDai QX 8.3 8.3 超低溫下應力誘發相變超低溫下應力誘發相變 J.B.Vogt和和M.Botshekan等在液氮溫度下對等在液氮溫度下對316LN奧氏體奧氏體 不銹鋼的疲勞過程研究中，發現形成了不銹鋼的疲勞過程研究中，發現形成了馬氏體、孿晶和馬氏體、孿晶和馬馬 氏體。氏體。 T.Kruml等研究了在液氮溫度下等研究了在液氮溫度下316LN奧氏體不銹鋼的奧氏體不銹鋼的 低周疲勞過程所形成的微觀組織低周疲勞過程所形成的微觀組織 . 我們的工作我們的工作,在在液氮溫度下的溫度液氮溫度下的溫度-應力循環和溫度循環條應力循環

13、和溫度循環條 件下件下,發現了誘發的發現了誘發的馬氏體和形變組織馬氏體和形變組織. UJSDai QX 單個晶粒內的薄板條單個晶粒內的薄板條 (a)由位錯墻形成了相交板條由位錯墻形成了相交板條; (b) 111 放大放大 馬氏體在板條相交處形成馬氏體在板條相交處形成 (c)交叉處形成的馬氏體交叉處形成的馬氏體 ; (d) 馬氏體放大馬氏體放大 (a) (c) (b) (d) -馬氏體馬氏體 UJSDai QX 24Mn13Cr0.44N 樣樣 上左圖上左圖 原始組織原始組織, 500 上右圖上右圖 撓度撓度0.5mm,77K循循 環環1 次次,500 下左圖下左圖 撓度撓度1mm，77K循環循

14、環3 次次 UJSDai QX 24Mn18Cr3Ni0.62N樣樣 上左圖上左圖 原組織原組織,500 上右圖上右圖 撓度撓度0.5mm，77K循環循環1 次次,500 下左圖下左圖 撓度撓度3.5mm， 77K循環循環6 次次 UJSDai QX 8.4 8.4 在幅照條件下的相變在幅照條件下的相變 研究結果表明，在奧氏體鋼中，位錯滑移總是和研究結果表明，在奧氏體鋼中，位錯滑移總是和Shockley 不全位錯的運動密切相關，增加輻照和形變量使不全位錯的運動密切相關，增加輻照和形變量使Shockley不全不全 位錯分離的距離增加。在形變過程中，位錯分離的距離增加。在形變過程中，Shockle

15、y不全位錯在滑不全位錯在滑 移面上容易較寬地分離，難于進行交滑移。在形變組織中，孿移面上容易較寬地分離，難于進行交滑移。在形變組織中，孿 晶帶、層錯線和缺陷通道等往往是聯系在一起。在低溫或高溫晶帶、層錯線和缺陷通道等往往是聯系在一起。在低溫或高溫 條件下，或者條件下，或者不同的材料不同的材料，如，如Cu、Al和奧氏體鋼，其和奧氏體鋼，其形變模形變模 型和機理可能是不同的。型和機理可能是不同的。 原子能的發展，給材料學家提出了新的問題：高能粒子對原子能的發展，給材料學家提出了新的問題：高能粒子對 金屬材料組織性能的影響。用具有足夠能量的離子和基本粒金屬材料組織性能的影響。用具有足夠能量的離子和基

16、本粒 子（質子、中子、電子）轟擊金屬，都可導致晶體結構缺陷子（質子、中子、電子）轟擊金屬，都可導致晶體結構缺陷 的形成，這種缺陷稱為幅照損傷。的形成，這種缺陷稱為幅照損傷。 UJSDai QX 圖圖 形變組織微觀形貌形變組織微觀形貌 a)a)孿晶帶；孿晶帶；b)b)層錯線；層錯線；c)c)缺陷通道缺陷通道 圖圖 不同輻照情況下的層錯帶不同輻照情況下的層錯帶 未幅照未幅照 幅照強度小幅照強度小 幅照強度中等幅照強度中等 幅照強度大幅照強度大 UJSDai QX 幅照作用下的相變幅照作用下的相變 幅照對合金相狀態的這種復雜影響是由晶體點陣中的點幅照對合金相狀態的這種復雜影響是由晶體點陣中的點 缺陷

17、促進置換固溶體中擴散過程的發展所決定的。缺陷促進置換固溶體中擴散過程的發展所決定的。 幅照時原子的位移可導致點陣有規律的改組或點陣的破幅照時原子的位移可導致點陣有規律的改組或點陣的破 壞和非晶化。如在壞和非晶化。如在金剛石進行幅照金剛石進行幅照，結果會導致碳原子在金，結果會導致碳原子在金 剛石中四面體配位的破壞和特征石墨層狀結構的形成。剛石中四面體配位的破壞和特征石墨層狀結構的形成。 對于那些有間隙原子存在的合金來說，幅照對合金相狀對于那些有間隙原子存在的合金來說，幅照對合金相狀 態的影響，其特點是幅照缺陷和間隙原子之間有特別強的相態的影響，其特點是幅照缺陷和間隙原子之間有特別強的相 互作用；

18、與置換固溶體不同，點缺陷不加速間隙原子的擴散，互作用；與置換固溶體不同，點缺陷不加速間隙原子的擴散， 相反是形成了活動性比較小的復合體。相反是形成了活動性比較小的復合體。 UJSDai QX 圖圖 用中子幅照用中子幅照Ni-Cr合金試樣時電阻的相對變化合金試樣時電阻的相對變化 1冷變形后；冷變形后；21050淬火后；淬火后；3550退火退火 幅照前 幅照后幅照前 R RR R R UJSDai QX 高功率激光輻射金屬材料表面，引起了一系列物理化高功率激光輻射金屬材料表面，引起了一系列物理化 學變化。沖擊波的最高壓力大大超過材料的動態屈服強度，學變化。沖擊波的最高壓力大大超過材料的動態屈服強度

19、， 所以它能促使位錯在原位置及材料的亞微觀結構處形核生所以它能促使位錯在原位置及材料的亞微觀結構處形核生 長，變化了的位錯密度是材料性能變化的主要原因。長，變化了的位錯密度是材料性能變化的主要原因。 C.Zener和和J.H.Hollomon首次在高速形變的鋼中發現絕熱首次在高速形變的鋼中發現絕熱 剪切現象；剪切現象；M.A.Meyers首次在高應變率的不銹鋼中發現非首次在高應變率的不銹鋼中發現非 晶態組織；晶態組織；Mataya等在受等在受高應變率形變的不銹鋼中觀察到高應變率形變的不銹鋼中觀察到 了極細的亞晶，并認為這種極細亞晶屬于動態再結晶。了極細的亞晶，并認為這種極細亞晶屬于動態再結晶。

20、 8.5 8.5 激光作用下的相變激光作用下的相變 UJSDai QX 8.5 .1 激光沖擊材料表面的亞結構變化激光沖擊材料表面的亞結構變化 激光沖擊后激光沖擊后A鋼表面鋼表面SEM觀察（左）退火孿晶觀察（左）退火孿晶 ,（右）形變孿晶（右）形變孿晶 A鋼退火孿晶處產生扭折的形變帶鋼退火孿晶處產生扭折的形變帶(左左) 次表面的剖面形變組織次表面的剖面形變組織( (右右) ) UJSDai QX 位錯胞和滑移帶組織位錯胞和滑移帶組織 晶界處平行排列位錯的塞積晶界處平行排列位錯的塞積 （A不銹鋼不銹鋼, TEM） 晶界晶界 位錯塞積位錯塞積 UJSDai QX 2Cr17Mn15Ni2N不銹鋼次

21、表層滑移帶不銹鋼次表層滑移帶TEM UJSDai QX 奧氏體不銹鋼表面激光沖擊組織超細化奧氏體不銹鋼表面激光沖擊組織超細化 LSP處理后試樣表面不同區域處理后試樣表面不同區域 亞晶形貌亞晶形貌 上左：寬約上左：寬約1m的條狀亞晶形貌的條狀亞晶形貌 下左：平均下左：平均1m的近似等軸晶的近似等軸晶 上右：上右： fcc特有的正三角形滑移特征特有的正三角形滑移特征 UJSDai QX 2Cr17Mn15Ni2N不銹鋼：表面不銹鋼：表面LSP處理區顯微硬度隨距離的變化處理區顯微硬度隨距離的變化 45鋼：激光沖擊區表面顯微硬度分布鋼：激光沖擊區表面顯微硬度分布 激光沖擊區強化層顯微硬度分布激光沖擊區

22、強化層顯微硬度分布 UJSDai QX 45鋼未激光沖擊試樣疲勞斷口鋼未激光沖擊試樣疲勞斷口 （在表面產生裂紋源）（在表面產生裂紋源） 45鋼激光沖擊試樣疲勞斷口鋼激光沖擊試樣疲勞斷口 （在心部產生裂紋源）（在心部產生裂紋源） 實驗表明：未激光沖擊試樣的疲勞斷口，其疲勞裂紋源在整實驗表明：未激光沖擊試樣的疲勞斷口，其疲勞裂紋源在整 個孔周的應力集中區都有裂紋產生及擴展。經激光沖擊試樣的個孔周的應力集中區都有裂紋產生及擴展。經激光沖擊試樣的 疲勞斷口，其疲勞裂紋源只在試樣的孔心部產生并且擴展，在疲勞斷口，其疲勞裂紋源只在試樣的孔心部產生并且擴展，在 孔的邊界及表面并沒有裂紋源。孔的邊界及表面并沒

23、有裂紋源。 UJSDai QX 8.5 .2 材料表面激光作用的數值模擬材料表面激光作用的數值模擬 國家自然科學基金國家自然科學基金“八五八五”重大項目重大項目 脈沖激光所產生的超快超高能量的作用導致材料表面的脈沖激光所產生的超快超高能量的作用導致材料表面的 快速熔凝，這是一個極為復雜的熱物理過程和微觀組織結構快速熔凝，這是一個極為復雜的熱物理過程和微觀組織結構 演化的過程。脈沖激光致材料表層的熔凝過程存在固演化的過程。脈沖激光致材料表層的熔凝過程存在固-液相界液相界 面的移動特征，這種現象被稱為面的移動特征，這種現象被稱為Stefan問題。此類問題主要問題。此類問題主要 的解決途徑是數值計算

24、模擬。的解決途徑是數值計算模擬。 對于脈沖激光材料表面處理問題，采用焓方法是比較好的對于脈沖激光材料表面處理問題，采用焓方法是比較好的 途徑。下面的研究成果采用了焓方法分析了途徑。下面的研究成果采用了焓方法分析了Nd:YAG脈沖激脈沖激 光作用后不銹鋼材料表面的溫度場演化，計算了凝固過程中光作用后不銹鋼材料表面的溫度場演化，計算了凝固過程中 的界面溫度梯度、凝固速率及冷卻速度的變化規律。的界面溫度梯度、凝固速率及冷卻速度的變化規律。 UJSDai QX 1 材料表面激光作用的溫度場模型材料表面激光作用的溫度場模型 在高能量密度激光束的照射下，金屬材料表面在極短時在高能量密度激光束的照射下，金屬

25、材料表面在極短時 間內吸收了極高的能量后，以熱傳導方式向內部傳輸；液相間內吸收了極高的能量后，以熱傳導方式向內部傳輸；液相 區與固相區的交界面是隨時間而變化的移動界面。可建立模區與固相區的交界面是隨時間而變化的移動界面。可建立模 型，以描述局部出現熔化后的溫度場。型，以描述局部出現熔化后的溫度場。 相應的固相應的固- -液共存的情況如圖液共存的情況如圖1 1所示所示. . 建立模型所采用的二維軸對稱柱坐標系見圖建立模型所采用的二維軸對稱柱坐標系見圖2 2。 UJSDai QX 圖圖1 合金表面發生熔化示意圖合金表面發生熔化示意圖 （A：液相區；：液相區；B：固：固-液共存區；液共存區； C：固

26、相區）：固相區） 圖圖2 2 軸對稱柱坐標軸對稱柱坐標 UJSDai QX 通過引入焓（通過引入焓（H)變量，則由控制方程、初始條件、邊界變量，則由控制方程、初始條件、邊界 條件構成的原問題，可簡潔地表示為：條件構成的原問題，可簡潔地表示為： 2 2 1 zr r RRT H )( ),0,( rq z tr )()0,( 0 TTCzrH 0 ),(),( z tr r tz 0)0 ,(),(),(zrtrtz 控制方程控制方程: 初始條件初始條件 邊界條件邊界條件 H-焓變量焓變量; q是輸入的激光能量密度是輸入的激光能量密度; T0為初始溫度為初始溫度;為材料密度；為材料密度；C-比比

27、 熱容熱容 ;熱傳導積分函數熱傳導積分函數,T*=TS+(TL- -TS)/2;=(TL- -TS)/2, TS- -熔化溫度熔化溫度,TL- -完全完全 熔化溫度熔化溫度.具體推導過程見原文獻具體推導過程見原文獻. UJSDai QX 2 2 溫度場演化的模擬溫度場演化的模擬 以以1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼為試驗材料，用有限差分法奧氏體不銹鋼為試驗材料，用有限差分法 編寫程序進行計算。編寫程序進行計算。 激光脈沖有關參數為：激光脈沖有關參數為：Nd:YAG激光器連續功率激光器連續功率200W， 脈寬脈寬8s，激光束光斑直徑約，激光束光斑直徑約150m，光斑區域平均能量，光斑區域平均能量

28、 密度約密度約1.0109 J/m2 ，光斑區能量密度呈高斯型分布。，光斑區能量密度呈高斯型分布。 UJSDai QX 圖圖3 3 當輻照中心點開始發生汽化時對應的計算模擬熔坑形貌當輻照中心點開始發生汽化時對應的計算模擬熔坑形貌 UJSDai QX 圖圖4 4 表面局域等溫線隨時間變化的數值結果表面局域等溫線隨時間變化的數值結果 表明材料表面局域溫度場在很短的時間內急劇升高。也可看到等溫線表明材料表面局域溫度場在很短的時間內急劇升高。也可看到等溫線 的發展沿深度方向比沿徑向明顯要快。的發展沿深度方向比沿徑向明顯要快。 UJSDai QX 圖圖5 升溫過程中熔坑形狀隨時間的演化升溫過程中熔坑形狀

29、隨時間的演化 熔坑的深度是逐漸增大的熔坑的深度是逐漸增大的 UJSDai QX 圖圖6 6 冷卻過程中不同時刻熔池的剖面跡線冷卻過程中不同時刻熔池的剖面跡線 熔坑凝固過程是在幾微秒的瞬間完成的。對比兩圖，可熔坑凝固過程是在幾微秒的瞬間完成的。對比兩圖，可 知熔化與凝固過程呈現出了不同的特征。知熔化與凝固過程呈現出了不同的特征。 UJSDai QX 凝固速率凝固速率R R在在0.5m/s - 5m/s。凝固速率最大值位于熔坑表面與固體基體。凝固速率最大值位于熔坑表面與固體基體 的邊界處小局域。極大的冷卻速度和凝固速率就有可能在激光熔凝過程的邊界處小局域。極大的冷卻速度和凝固速率就有可能在激光熔凝

30、過程 中形成非常微細的顯微組織或非晶結構。中形成非常微細的顯微組織或非晶結構。 圖圖7 7 凝固過程熔凝坑剖面溫度梯度等值線的分布凝固過程熔凝坑剖面溫度梯度等值線的分布 UJSDai QX 如果凝固時間足夠短，原子擴散難以進行，就會發生無擴散凝固，形如果凝固時間足夠短，原子擴散難以進行，就會發生無擴散凝固，形 成非晶。根據熱量守恒和原子擴散速率規律，可推得估算形成非晶所需成非晶。根據熱量守恒和原子擴散速率規律，可推得估算形成非晶所需 要的過冷度：要的過冷度： TT T J Q KG S 式中，式中，G是界面處的溫度梯度，是界面處的溫度梯度，K為導熱系數，為導熱系數，Q為熔化潛熱為熔化潛熱，為材

31、為材 料密度，料密度， J是原子穿越晶體是原子穿越晶體-熔體界面的跳躍頻率，熔體界面的跳躍頻率，是原子間距，是原子間距，TS是是 熔點溫度，熔點溫度，T是界面處的過冷度。是界面處的過冷度。 用絕熱理論預測的激光條件下液態金屬可能達到的最大過冷度為：用絕熱理論預測的激光條件下液態金屬可能達到的最大過冷度為： 1 1 1exp 26.0 67.1 SPP TC Q N C Q T CP為比熱容，為比熱容，N為每個固體分子的原子數為每個固體分子的原子數 ( (式式1)1) ( (式式2)2) 2 2 非晶組織的計算預測非晶組織的計算預測 UJSDai QX 圖圖10 10 溫度梯度隨冷卻時間的變化溫度梯度隨冷卻時間的變化 溫度場計算模擬的結果表明溫度場計算模擬的結果表