采用分子动力学方法对Ti3Al 合金的形核机理进行了模拟研究,采用团簇类型指数法(CTIM),对凝固过程不同尺度的原子团簇结构进行了识别和表征,深入研究了临界晶核的形成和长大过程.结果表明,凝固过程体系包含了数万种不同类型的原子团簇结构,但其中22 种团簇结构类型对结晶形核过程起关键性作用.在晶核的形成和长大过程,类二十面体(ICO)原子团簇、类BCC 原子团簇和缺陷FCC 及缺陷HCP 原子团簇在3 个特征温度点T1 (1110 K),T2 (1085 K)和T3 (1010 K)时达到数量上的饱和,并根据数量和空间分布随温度的变化,得到了它们在形核和长大过程相互竞争的关系.跟踪平行孪生晶粒形成和长大的过程发现,临界晶核是由FCC 原子构成的单相结构,并未观察到亚稳BCC 相优先形核的过程;平行孪生结构是由FCC 单相晶核在沿密排面逐层生长过程中形成的.结果还表明,CTIM 相比于其他微观结构表示方法,能更为准确地揭示凝固过程微观结构的转变特征.
关键词：TiAl 合金,形核机理,分子动力学模拟,原子团簇
1 引言
Ti3Al 合金具有低密度、高比强度、良好的高温性能,是航天、航空及汽车发动机耐热构件理想的轻质高温结构材料[1-3].Ti-Al 合金的物理和力学特性与其凝固结构密切相关,其中凝固结构中FCC 结构(γ-TiAl 相)晶粒容易产生室温脆性,而FCC (γ-TiAl 相)和HCP 结构(α2-Ti3Al 相)的片层状混合晶粒可以显著提高材料的塑性[4-7].因此,深入研究Ti3Al 合金凝固过程微观结构的形成和演变规律,对于理解该合金的性质具有重要的意义.
金属的凝固起始于过冷液体中临界晶核的形成,而临界晶核的形成机制对其后的生长过程,尤其是最终凝固组织具有至关重要的影响.然而,由于金属熔体形核过程中临界晶核的空间尺度往往较小,并且在很短时间内便迅速长大,因此实验上还难以对Ti3Al 合金熔体形核和长大过程进行直接跟踪研究.而分子动力学模拟则能弥补实验上的不足,目前已有文献[8-14]对Ti-Al 合金凝固过程微观结构的演变进行了模拟研究.Pei 等[8]对不同冷却速率下Ti3Al 合金的凝固过程进行了模拟计算,结果表明快速凝固得到非晶与晶体结构的临界冷却速率为2 K/ps.Xie 等[9,10]对TiAl 合金快速凝固非晶形成过程进行了模拟计算,分析了快速凝固过程二十面体中程序结构的特征及形成机理.Li 等[11]对TiAl 合金快速凝固结晶形核过程进行了模拟计算,结果表明当冷却速率为0.01 K/ps 时凝固得到包含γ-TiAl 相和α2-Ti3Al 相的混合晶体结构.随后Li 等[12]进一步借助于公共近邻分析(CNA)[15]方法对结晶形核过程各种微观结构组态的数目进行了统计分析,并结合可视化方法,发现TiAl 合金结晶形核过程经历了BCC 亚稳相在二十面体聚集区优先形核,随后向HCP 亚稳相和FCC 稳定相顺序转化的过程.然而,当前这些研究大部分只是采用CNA 分析法[15]或Voronoi 多面体分析法[16]等微观结构表征方法,对Ti-Al 合金凝固过程各种微观结构组态的统计数目进行分析,或通过可视化方法对结晶形核过程进行定性分析,尚未对凝固过程纳米尺度临界晶核的形成及演化过程进行定量跟踪研究.所以至今对Ti3Al 合金熔体中不同结构类型团簇结构竞争和重构规律,以及临界晶核的形成及进一步演化为孪生片层状晶粒机理的了解仍比较有限.
金属熔体结晶形核过程晶核的空间尺度一般为纳米量级,要对临界晶核的形成及演化过程进行跟踪研究,首先需要对包含较多原子的大规模体系进行模拟,其次要能对包含几百到上千个原子的纳米尺度原子团簇结构进行识别和表征,并跟踪这些纳米团簇的演化过程.为此,本文对包含约161 万个原子的Ti3Al 合金大规模体系的凝固过程进行了模拟计算,采用课题组建立的微观结构表征方法—团簇类型指数法(cluster-type index method,CTIM)[17-19],对结晶形核过程体系不同尺度原子团簇结构进行识别和表征,并跟踪研究了这些原子团簇从晶胚演变为临界晶核以及孪生晶粒的过程,揭示了Ti3Al 合金凝固过程临界晶核的形成及演变机理.
2 模拟计算方法
2.1 分子动力学模拟
采用分子动力学方法对Ti3Al 合金的凝固过程进行计算机模拟,模拟计算借助于美国Sandia国家实验室开发的LAMMPS 进行[20],原子间相互作用势采用Zope 和Mishin[21]提出的嵌入原子势(EAM),势函数的表达式为
其中,i 和j 分别表示不同的原子,系统中原子的总数目为N,rij 代表原子i 与原子j 之间的距离,为原子i 和原子j 之间的对势,F i(ρi)表示将一个原子i嵌入到具有电子密度 ρi的局部位置的嵌入能量
其中,ψ (rij)是相邻原子i 对原子j 的电子密度.该势函数能够正确反映Ti-Al 合金液态和固态结构、弹性和热力学性质[8-12,22-24].运动方程的求解采用Verlet 算法[25],时间步长为5 fs.
首先,将1612800 个原子按照Ti3Al 合金成分(即120960 个Ti 原子,40320 个Al 原子)以HCP晶体结构置于63.88 nm×63.88 nm×7.45 nm的长方体盒子里;模拟运算采用周期性边界条件,在NPT 系综下将体系从273 K 升温至2073 K,并等温运行100 ps 以获得平衡液态;然后将平衡液体在NPT 系综下以0.01 K/ps 的冷却速率从2073 K凝固到273 K.凝固过程中在不同温度间隔进行即时采样,即输出体系原子位置坐标.最后,采用课题组建立的团簇结构表征方法—CTIM[17-19],将凝固过程体系中的团簇结构进行识别和表征,并跟踪临界晶核的形成和演化过程.
2.2 原子团簇结构的识别和表征
当前,由Honeycutt 和Andersen[15]提出的公共近邻分析(CNA)方法,被广泛应用于对液态、非晶态和晶态体系原子结构组态的表征中.CNA方法采用一组指数(ijkl)(称为H-A 键对)来表征局域原子结构组态,如图1 所示.典型的液态或非晶态结构中大量出现的二十面体(ICO)以1551 键对的大量存在为特征;对于各种晶体结构,FCC 结构以1421 键对为特征,HCP 结构以1421 和1422键对为特征,BCC 结构则以1441 和1661 键对为特征.
图1 公共近邻分析方法中不同H-A 键对拓扑结构示意图.根对原子和其公共近邻原子分别用红色和绿色表示
CNA 方法只能对FCC,HCP,BCC 和ICO 等局域原子结构的部分结构组态进行识别,为了有效识别不同局域原子结构组态,我们在CNA 方法的基础上建立了一种新的微观结构表征方法,即CTIM [17-19].CTIM 采用一组指数(N,n/ijkl)来表征由中心原子与其近邻原子构成的团簇类型(本文称之为基本原子团簇),其中表示与中心原子构成基本原子团簇的近邻原子总数(即配位数),n/ijkl 表示中心原子与其近邻原子所构成的各种(ijkl)键对的数目.根据CTIM 的定义,FCC结构的12 个近邻原子均与中心原子构成了1421键对,如图2(a)所示,它被表示为(12,12/1421);相应地,HCP,BCC 和ICO 基本原子团簇分别被表示为(12,6/1421 6/1422),(14,6/1441 8/1661)和(12,12/1551).进一步,根据基本原子团簇的结构类型,将该基本原子团簇的中心原子称为该结构类型原子,如FCC 原子表示以该原子为中心的基本原子团簇具有类FCC 局域结构,二十面体原子表示以该原子为中心的基本原子团簇具有二十面体局域结构.
图2 CTIM 表征基本原子团簇结构方法示意图 (a)FCC 基本原子团簇(12,12/1421);(b)缺陷FCC 基本原子团簇(12,2/1311 1/1411 9/1421)
CTIM 不但可以对体系中规则的FCC,HCP,BCC 和ICO 等基本原子团簇结构进行表征,还可以对它们的各种缺陷结构进行精确的识别和表征.图2(b)所示原子团簇的拓扑结构与图2(a)中规则FCC 基本原子团簇非常接近,不同的是密排面A 层中编号为614650 和775396 的两原子之间的距离因稍远而不成键;这样编号为614650,775396和828072 的原子与中心原子成键,由原来的3 个1421 键对转变为两个1311 键对和一个1411 键对,这样,此缺陷FCC 基本原子团簇结构被表征为(12,2/1311 1/1411 9/1421).
当两个基本原子团簇的中心原子相互近邻(成键)时,认为这两个基本原子团簇同属于一个团簇结构,这样在CTIM 的基础上可以清晰地表征不同尺寸的原子团簇结构,如图3 所示.图3(a)所示的原子团簇是由1 个HCP 基本原子团簇(12,6/1421 6/1422)和1 个FCC 基本原子团簇(12,12/1421)构成的包含20 个原子的团簇结构;图3(b)所示原子团簇是由6 个FCC 基本原子团簇(12,12/1421)构成的包含38 个原子的纳米级团簇.
图3 CTIM 表征的 较大尺 寸原子 团簇结 构 (a)由1 个HCP 基本原 子团簇(12,6/1421 6/1422)和1 个FCC 基 本原子团簇(12,12/1421)构成的包含20 个原子的团簇结构;(b)由6 个FCC 基本原子团簇(12,12/1421)构成的包含38 个原子的纳米级团簇结构.灰色原子为团簇的中心原子
2.3 原子团簇结构演化的跟踪
对凝固过程体系中原子团簇的演化过程进行了跟踪,首先,采用CTIM 对凝固过程每个温度下的原子团簇结构进行识别并编号;然后,在T1 温度下选取一个待考察原子团簇,并在前一温度T2(T2 ＞ T1)下体系所有原子团簇中,寻找与待考察原子团簇具有最多相同原子编号的原子团簇,该原子团簇被视为待考察原子团簇在T2 温度下的前驱原子团簇,这些编号相同的原子被称为遗传原子;按照相同的方法,T2温度下的前驱原子团簇可以进一步向更高的温度跟踪下去.为了考察被跟踪原子团簇结构在演变过程的稳定性,定义每一温度下遗传原子在该原子团簇中所占的总原子数比率为其遗传率,显然遗传率越大,团簇中越多的原子能被遗传下去,这意味着该原子团簇越稳定.
3 模拟结果与讨论
图4 给出了Ti3Al 合金在不同冷却速率凝固过程中体系平均原子能量随温度的变化过程,可以看出,在1 K/ps,0.5 K/ps 和0.01 K/ps 冷速下呈现典型的一级相变特征,进一步由图5 中凝固结构(273 K)的微观结构特征可知,凝固获得非晶与晶体结构的临界冷却速率约为2 K/ps,结果与Pei等[8]的模拟结果一致.由图4 和图5 还可以发现,随着冷速的降低结晶起始温度升高,晶粒的生长过程明显,凝固结构中晶粒的平均尺寸增大.为了更清楚展现结晶凝固过程晶粒的形成和长大过程,本文选取0.01 K/ps 较低冷速下的凝固过程,在此冷速下结晶凝固过程在 (1110—1010 K)温度区间(约100 K)完成.进一步,由图6 凝固过程体系双体分布函数随温度的演变过程可见,在液态和过冷温区(T ＞ 1110 K),双体分布函数呈现明显液态特性;在1110 K 温度附近,双体分布函数在较远的距离逐渐呈现明显的峰值,这意味着体系中晶核的逐渐形成和长大;当温度T ＜ 1010 K 时,双体分布函数的特征基本保持不变,这意味着晶体结构的形成.
图4 Ti3Al 合金不同冷速凝固过程平均原子能量随温度的变化曲线
图5 不同冷却速率下Ti3Al 合金的凝固结构(273 K)(a)2 K/ps;(b)1 K/ps;(c)0.5 K/ps;(d)0.01 K/ps.其中绿色、红色和蓝色小球分别代表FCC,HCP 和BCC 晶态结构原子;其他类型结构原子用灰色小球表示
图6 Ti3Al 合金凝固过程双体分布函数随温度的演变过程
3.1 原子团簇结构分析
为了进一步阐明晶核形成和长大过程中团簇结构的转变特征,在(1110—1010 K)温度区间选取19 个不同的样品,如图7 所示.尽管在每个温度下,体系中都包含了几万种不同类型的基本原子团簇,但是起关键作用的团簇类型并不多.为了讨论方便,在19 个样品中都选择数量排名前10 的基本原子团簇结构类型进行统计,结果表明,在这些基本原子团簇中共有22 种不同结构类型,它们涉及的原子数目超过体系75%的原子,由此说明体系凝固过程虽然包含几万种不同类型的团簇结构,但只有少量部分类型团簇结构对晶核的形成和长大起关键性作用.而且由图7 可见,在晶核形成和长大过程(1110—1010 K),体系中团簇类型的数量急剧减少,而团簇所涉及体系原子的数目急剧增加,说明此温度区间体系主要团簇结构发生关键的转化.
图7 Ti3Al 合金结晶形核过程体系中基本原子团簇类型的总数量和其中22 种主要基本原子团簇所涉及原子数目的比率随温度的变化
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.
为了进一步阐明凝固过程主要团簇类型之间的转化关系,图8 进一步给出了这22 种基本原子团簇在凝固过程中数目随温度的变化.这22 种基本原子团簇主要由1311,1421,1422,1431,1441,1541,1551 和1661 八种键对组合而成,根据基本原子团簇中各种特征键对数目的比例,将体系中这22 种基本原子团簇分成如下4 类:
(1)类FCC 基本原子团簇,如图8(a1)所示,主要由1421 键对构成,其占比超过50%;
(2)类HCP 基本原子团簇,如图8(a2)所示,主要由1421 和1422 键对构成,两者总和占比超过50%,而且两者数目接近;
(3)类BCC 基本原子团簇,如图8(a3)所示,主要由1661 和1441 键对构成,两者总和占比超过50%;
(4)类ICO 基本原子团簇,如图8(a4)所示,主要由1551 键对构成,其占比超过50%.
由图8 可见,相同结构类型的基本原子团簇在凝固过程有着相似的变化规律.当温度T ＞ T1=1110 K 时,随着温度的降低,类ICO 基本原子团簇的数量显著增加,在温度T1=1110 K 时其数量达到了峰值,而其他类型团簇结构一直保持较少的数量.随着温度的继续降低(T1=1110 K ＞ T ＞T2=1085 K),类ICO 基本原子团簇的数量急剧降低,同时类FCC、类HCP 和类BCC 基本原子团簇的数量快速增加,在温度T2=1085 K 时类BCC 基本原子团簇的数量达到峰值;在此温度区间,大量不同尺寸的晶粒不断形核长大,如图9(b)和图9(c)所示,此阶段对应结晶形核、长大阶段.随着温度的继续降低(T2=1085 K ＞ T ＞ T3=1010 K),类ICO 基本原子团簇的数量缓慢下降并最终趋向于0,类BCC 基本原子团簇的数量也逐渐下降;同时规则FCC 基本原子团簇和规则HCP基本原子团簇数量继续快速增加,而缺陷FCC 基本原子团簇和缺陷HCP 基本原子团簇的数量增加幅度明显降低,在温度T3=1010 K 时,缺陷FCC基本原子团簇和缺陷HCP 基本原子团簇的数量达到峰值;在此温度区间,不同尺寸晶粒长大过程不断兼并周围较小晶粒,如图9(b)和图9(d)所示,对应结晶粗化阶段.当温度进一步降低(T ＜ T3=1010 K),类ICO 基本原子团簇的数量一直为0,类BCC 基本原子团簇仅有少量存在;规则FCC基本原子团簇和规则HCP 基本原子团簇增速趋缓,它们的总数量最终稳定在体系原子总数目的75%左右,而缺陷FCC 基本原子团簇和缺陷HCP基本原子团簇迅速减少,最终只有少量存在;在此温度区间晶粒形貌基本保持不变,凝固晶化已经基本完成,只是晶粒内部分缺陷结构逐渐完善,如图9(d)和图9(e)所示.
图8 Ti3Al 合金凝固过程体系内22 种主要基本原子团簇的数目随温度的变化 (a1)类FCC 基本原子团簇;(a2)类HCP 基本原子团簇;(a3)类BCC 基本原子团簇;(a4)类ICO 基本原子团簇.为了清晰起见,(b1)-(b4)分别给出了图(a1)-(a4)在(1110-814 K)温度区 间的局部图.类ICO、类BCC 和缺陷FCC、缺 陷HCP 基本原 子团簇 分别在温度T1 =1110 K,T2 =1085 K 和T3 =1010 K 达到饱和
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.
图9 Ti3Al 合金凝固过程中类FCC、类HCP、类BCC 和类ICO 原子结构空间分布的演化过程 (a)2073 K;(b)1110 K;(c)1085 K;(d)1010 K;(e)273 K.其中,绿色、红色、蓝色和黄色小球分别代表类FCC、类HCP、类BCC 和类ICO 原子.其中G1 和G2 分别为选定的两个平行孪生晶粒和五重孪生晶粒.
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.
由图8 还可以发现,凝固过程缺陷ICO 基本原子团簇的数量远高于规则ICO 基本原子团簇,对结晶凝固过程起更关键的作用,缺陷FCC 和缺陷HCP 基本原子原子团对晶核的形成和完善起到了推动作用,由此说明,CTIM 相比于其他微观结构表示方法,能更为准确地揭示凝固过程微观结构的转变特征.
由图9 还可以发现,Ti3Al 合金凝固结构中形成大量的平行孪生晶粒和部分五重孪生晶粒,这与Ti3Al 合金实验中观察到大量片层孪生晶粒的结果一致[4-7].
3.2 临界晶核的形成和长大机理
为了进一步揭示Ti3Al 合金凝固过程临界晶核的形成和长大机理,对凝固过程中晶粒的形成和演变过程进行了跟踪研究,图10 给出了图9(e)中被标记为“G1”的平行孪生晶粒的形成过程.由图10 可见,G1 晶粒的初始晶粒出现在1109 K,该团簇由两个规则FCC 基本原子团构成.虽然该团簇中全部原子都能遗传到下一温度1108 K,但随着温度的降低,团簇的遗传率开始下降;自1107 K 开始,被跟踪原子团簇的遗传率开始持续增加,并一直保持较高的遗传率(＞ 50%),团簇的尺寸也跟随着持续增大.由此表明,被跟踪原子团簇在1107 K 时开始变得比较稳定,此时的团簇结构可被视为临界晶核.由图10(b)可见,临界晶核是由60 个类FCC 基本原子团构成的单相FCC 结构,具有明显的非球状形貌.此结果与经典形核理论中球状临界晶核形貌假设并不一致,但大量实验和计算结果均表明,结晶形核过程临界晶核具有非球状形貌[25-27].由图10 还可以发现,层状孪生面的形成是晶核长大过程液相原子在晶核表面的密排面上逐层沉积而成的,这与金属Al 凝固过程孪生结构的形成机理一致[18].
由图10 还可以发现,当临界晶核在1107 K温度下形成以后,随着温度的降低,被跟踪原子团簇的尺寸和遗传率均迅速增大;当温度T ＜ 1015 K,被跟踪原子团簇的尺寸和遗传率的增加均逐渐减缓,原子团簇中的缺陷逐渐减少,这与上文分析的当温度T ＜ T3=1010 K 时凝固晶化已经基本完成,晶粒内部缺陷FCC 和缺陷HCP 原子逐渐转变为规则FCC 和HCP 原子是一致的;当温度T ＜805 K,此时原子团簇的内部结构基本保持不变,因此被跟踪原子团簇的尺寸和遗传率一直保持不变,且遗传率接近100%.
图10 图9(e)中标记为G1 的平行孪生晶粒的形成过程 (a)团簇遗传率和尺寸(包含的中心原子数)与温度的变化关系;(b)原子团簇结构演变过程.其中绿色和红色小球分表代表类FCC 和类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.
为了进一步阐明临界晶核形成过程中类FCC、类HCP 和类ICO 原子之间的相互竞争过程,对图10(b)中构成临界晶核的60 个原子向高温区进行了跟踪,结果如图11 所示.可以看出,在临界晶核的形成早期(T ≥ 1114 K),这些原子均由无序结构(其他类型)构成,随着温度的降低,这些原子的堆积紧密程度增加,体系中部分无序结构原子开始向类ICO 原子转化,但比例一直不超过20%;当温度T ＜ 1112 K 时,随着类FCC 原子的形成,类ICO 原子和无序结构原子逐渐减少.由图11 还可以发现,整个临界晶核形成过程,几乎没有类BCC原子出现,类HCP 原子只有在临界晶核形成前有极少量存在.我们并未发现Li 等[12]在TiAl 合金形核过程得到的,BCC 亚稳相在ICO 聚集区优先形核,随后向HCP 亚稳相和FCC 稳定相顺序转化的过程.
图11 图10(b)中临界晶核形成过程不同局域结构的竞争过程 (a)不同结构类型原子数目占比的变化;(b)不同结构原子的空间分布.类FCC、类HCP、类BCC、类ICO 和无序结构(其他)原子分别用绿色、红色、橘黄色和白色表示
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 结论
本文采用分子动力学方法对Ti3Al 合金凝固过程进行了模拟计算,借助于课题组建立的微观结构表征方法-团簇类型指数法(CTIM),对凝固过程不同尺度原子团簇结构进行了识别和表征,深入研究了临界晶核的形成和长大机理,结果表明:
根据凝固过程体系能量和双体分布函数随温度的变化规律,发现晶核的形成和长大发生在(1110—1010 K)温度区间.采用CTIM 进一步对结晶形核过程原子团簇结构进行识别后发现,凝固过程体系虽然包含几万种不同类型的团簇结构,但只有少量部分结构类型原子团簇结构对晶核的形成和长大起关键性作用,其中22 种基本原子团簇结构类型涉及到体系超过70%的原子.而且凝固过程缺陷ICO 基本原子团簇的数量远高于规则ICO,对结晶凝固过程起更关键的作用;缺陷FCC和缺陷HCP 基本原子团簇对晶核的形成和完善起到了推动作用,CTIM 相比于其他微观结构表示方法,能更为准确地揭示凝固过程微观结构转变特征.
在晶核的形成和长大过程,存在T1 (1110 K),T2 (1085 K)和T3 (1010 K)3 个特征温度点,它们分别对应类ICO、类BCC、缺陷FCC 与缺陷HCP基本原子团簇达到数量饱和的温度.在形核和长大阶段(T1—T2),类ICO 基本原子团簇数量快速下降,类FCC、类HCP 和类BCC 等晶态结构基本原子团簇的数量迅速增加.在晶粒粗化阶段(T2—T3),类ICO 基本原子团簇的数目持续减少并趋于0,类FCC 和类HCP 基本原子团簇的数量持续增加,而类BCC 基本原子团簇的数目开始下降.在晶粒内缺陷结构完善阶段(T3—273 K),缺陷FCC和HCP 基本原子团簇逐渐转化为规则的FCC 和HCP 基本原子团簇.
通过跟踪平行孪生晶粒形成和长大过程发现,临界晶核是由FCC 原子构成的单相结构,平行孪生结构是由FCC 单相晶核在沿密排面逐层生长过程中形成的.临界晶核的形成经历了无序原子局域堆积紧密程度增加后,逐渐从ICO 结构或无序结构转变为单相FCC 结构,未观察到BCC 亚稳相在ICO 聚集区优先形核,随后向HCP 亚稳相和FCC稳定相顺序转化的过程.
文章引用：李昌, 侯兆阳, 牛媛等. Ti3Al 合金凝固过程晶核形成及演变过程的模拟研究[J]. 物理学报, 2022.
