韓延峰，張瀚龍，徐 鈞，張 佼，孫寶德,3

(1. 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240)(2.上海交通大學(xué) 上海市先進(jìn)高溫材料及其精密成形重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)(3. 上海交通大學(xué) 金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

1 前 言

在金屬及合金的生產(chǎn)流程中，凝固過程會(huì)對(duì)材料后續(xù)的制造加工產(chǎn)生關(guān)鍵性遺傳影響，細(xì)化合金鑄坯凝固組織晶粒尺寸可以有效抑制疏松、降低熱裂傾向、提高組織均勻性，從而改善其后續(xù)加工及最終使用性能。目前，通常采用向鋁熔體中添加Al-Ti-B或Al-Ti-C系細(xì)化劑實(shí)現(xiàn)高品質(zhì)鋁合金凝固組織異質(zhì)形核細(xì)化[1, 2]。異質(zhì)形核晶粒細(xì)化包括形核及隨后的生長(zhǎng)兩個(gè)階段，與已有的成熟理論模型描述生長(zhǎng)過程相比，對(duì)異質(zhì)形核過程的研究還不充分，形核控制一直是凝固領(lǐng)域的重要問題之一。

Al-Ti-B系中間合金最常見的制備方法是氟鹽反應(yīng)法，即在1073 K下向Al熔體中引入K2TiF6和KBF4兩種氟鹽，經(jīng)過1 h左右的充分反應(yīng)可以制得含有硼化物、鋁化物的Al-Ti-B系中間合金[1, 3]?？刂品}的投入比和反應(yīng)時(shí)間，可以制得不同成分配比的Al-Ti-B系列中間合金，典型的如Al-5Ti-1B和Al-3Ti-3B。Al-Ti-B系列中間合金加入鋁熔體中會(huì)釋放出大量硼化物粒子，如TiB2、AlB2等，這些粒子將成為鋁熔體異質(zhì)形核的核心，促進(jìn)鋁熔體異質(zhì)形核，從而細(xì)化鋁合金晶粒尺寸。不同成分配比的Al-Ti-B中間合金對(duì)不同種類的鋁合金有不同的細(xì)化效果。大量研究表明[1, 2]，Ti, B質(zhì)量比大于2.2的Al-Ti-B中間合金，如Al-5Ti-1B，對(duì)工業(yè)純鋁及低合金含量鋁合金有優(yōu)異的細(xì)化效果，但對(duì)鑄造鋁硅合金的細(xì)化效果卻并不理想。與之相反，Ti, B質(zhì)量比小于2.2的Al-Ti-B中間合金，如Al-3Ti-3B，對(duì)工業(yè)純鋁細(xì)化效果十分一般，但對(duì)于鑄造鋁硅合金的細(xì)化效果卻要優(yōu)于Al-5Ti-1B中間合金。符合TiB2化學(xué)計(jì)量比的顆粒中Ti, B質(zhì)量比為2.2，當(dāng)Al-Ti-B中間合金中Ti, B質(zhì)量比大于2.2時(shí)，其中含有富余Ti元素，此時(shí)中間合金中主要包含TiB2和Al3Ti顆粒。而當(dāng)Al-Ti-B中間合金中Ti, B質(zhì)量比小于2.2時(shí)，中間合金中主要包含TiB2和AlB2顆粒。已有研究表明[4]，Ti, B質(zhì)量比還會(huì)進(jìn)一步影響中間合金中TiB2顆粒的微觀結(jié)構(gòu)。當(dāng)中間合金中含有富余Ti元素時(shí)，Ti元素化學(xué)勢(shì)升高，導(dǎo)致TiB2晶體的(0001)面傾向于以Ti原子層終止(圖1a)；而當(dāng)中間合金中不含富余Ti元素時(shí)，Ti元素化學(xué)勢(shì)較低，導(dǎo)致TiB2晶體的(0001)面傾向于以B原子層終止(圖1b)。由于Al-Ti-B系列中間合金所含硼化物成分及微觀結(jié)構(gòu)多變，現(xiàn)有的異質(zhì)形核機(jī)理模型尚不能準(zhǔn)確全面地描述形核粒子細(xì)化鋁合金晶粒尺寸的真實(shí)物理過程。

圖1 含7層原子的Ti終止(a)和B終止(b)TiB2(0001)自由表面構(gòu)型示意圖[4]Fig.1 Schematic diagrams of Ti-terminated (a) and B-terminated (b) TiB2(0001) surface[4]

2 異質(zhì)形核機(jī)制

凝固過程中，通過添加固態(tài)異質(zhì)核心實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化主要包括兩個(gè)階段：首先是形核階段，即與固相核心表面相鄰的液相原子轉(zhuǎn)變?yōu)樾魏讼?，并達(dá)到所需的臨界形核半徑；其次是生長(zhǎng)階段，即形核相在形成后逐漸向熔體中擴(kuò)展和長(zhǎng)大的過程。從20世紀(jì)50年代開始，不斷有學(xué)者提出相關(guān)的理論模型嘗試解釋異質(zhì)形核與形核相生長(zhǎng)的晶粒細(xì)化微觀機(jī)理。目前，已有較為成熟的理論模型來描述異質(zhì)形核后的形核相生長(zhǎng)過程，但對(duì)于形核階段的研究，現(xiàn)有的多個(gè)異質(zhì)形核機(jī)理模型尚存在較大分歧，每個(gè)理論或假說都只能解釋異質(zhì)形核過程中的部分實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。

對(duì)于異質(zhì)形核物理過程和機(jī)理的研究，最早可以追溯到外延生長(zhǎng)模型和經(jīng)典形核理論?，F(xiàn)有的異質(zhì)形核機(jī)理模型大多基于異質(zhì)核心與形核相間的固/固界面能來解釋異質(zhì)形核過程，一般認(rèn)為，形核相/固相異質(zhì)核心間點(diǎn)陣錯(cuò)配度越小，固/固界面能越小，異質(zhì)形核越容易發(fā)生。

之后，Mohanty等[10, 11]發(fā)現(xiàn)當(dāng)Al-5Ti-1B細(xì)化劑加入鋁熔體凝固后，在凝固組織中α-Al晶粒內(nèi)部發(fā)現(xiàn)Al3Ti顆粒，因此他們認(rèn)為Al3Ti通過包晶反應(yīng)成為鋁熔體異質(zhì)形核的核心，并提出了相圖-包晶理論。相比于TiB2，Al3Ti理論上是一種更強(qiáng)的形核核心，擁有更多可供α-Al外延生長(zhǎng)的理論晶面[1]。此外，TiB2誘發(fā)α-Al形核需要一定的過冷度，而Al3Ti則不需要過冷環(huán)境[12]。在Ti元素含量高于包晶反應(yīng)點(diǎn)(0.15%)的鋁熔體體系中，包晶反應(yīng)可以順利進(jìn)行，相圖-包晶理論被證實(shí)有效。但是，當(dāng)Ti元素含量低于包晶反應(yīng)點(diǎn)時(shí)，Al3Ti的熱力學(xué)狀態(tài)并不穩(wěn)定。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)[13]，當(dāng)向工業(yè)純鋁中加入0.2%的Al-5Ti-1B中間合金時(shí)，Al3Ti會(huì)在1 min內(nèi)溶解。因此，相圖包晶理論同樣無法完全揭示Al-Ti-B中間合金細(xì)化的物理本質(zhì)。

由于從單一粒子的角度考慮Al-Ti-B中間合金細(xì)化工業(yè)純鋁的物理本質(zhì)始終存在較大缺陷，一些學(xué)者認(rèn)為該過程是由多種物質(zhì)共同作用的結(jié)果。通過研究在金屬玻璃Al85Ni5Y8Co2中加入Al-5Ti-1B中間合金制得的甩帶樣品，Schumacher和Greerdd[14-16]發(fā)現(xiàn)在TiB2粒子外表包覆著一層Al3Ti，形成復(fù)合顆粒，復(fù)合顆粒位于α-Al晶粒的中心起到異質(zhì)核心的作用，并由此提出了二重形核理論。他們提出，在復(fù)合粒子中，TiB2可以提高其表面的Al3Ti在鋁熔體中的穩(wěn)定性，從而使得0.01%的富余Ti元素含量就能夠保證Al3Ti不在鋁熔體中分解，而包覆TiB2的Al3Ti層又作為α-Al的異質(zhì)核心誘發(fā)其形核。三者間滿足如下的位相關(guān)系：{0001} <1120 >‖{112} < 201 >‖{111} <110 >。但是，無論是實(shí)驗(yàn)中金屬玻璃的成分，還是甩帶實(shí)驗(yàn)的冷卻速度，均與常規(guī)生產(chǎn)實(shí)驗(yàn)中Al-Ti-B中間合金細(xì)化鋁熔體的體系環(huán)境不同；此外，沒有證據(jù)證明TiB2表面包覆的Al3Ti是在形核初期生成而不是凝固之后Ti溶質(zhì)在室溫下析出而產(chǎn)生的[17]。

考慮到實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)TiB2顆粒位于富含Ti元素的α-Al晶粒中心，Johns[18-20]認(rèn)為TiB2顆粒與Al熔體中含有的富余Ti溶質(zhì)一起誘發(fā)α-Al的異質(zhì)形核，提出了超形核假說(圖2)。Al-5Ti-1B中間合金富含Ti元素，因此其中含有Al3Ti顆粒。當(dāng)微量的Al-5Ti-1B中間合金加入鋁熔體中時(shí)，由于Ti元素含量未達(dá)到包晶成分點(diǎn)，因此釋放出的Al3Ti顆粒會(huì)迅速溶解，從而使鋁熔體中含有富余Ti溶質(zhì)原子。超形核假說認(rèn)為鋁熔體中富余的Ti溶質(zhì)原子傾向于在TiB2顆粒與鋁熔體間形成的固/液界面處富集，形成一定的濃度梯度，并限制周圍Al原子的運(yùn)動(dòng)，進(jìn)而通過模板效應(yīng)在鋁熔體中形成贗晶區(qū)域。這些贗晶區(qū)域的結(jié)構(gòu)類似α-Al，并可以在液相線溫度以上穩(wěn)定存在。然而，超晶形核假說目前并未得到任何實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象的支持。

圖2 超形核理論示意圖[18-20]Fig.2 Schematic illustration of hyper-nucleation hypothesis [18-20]

3 細(xì)化中的“中毒”現(xiàn)象

不僅Al-5Ti-1B中間合金細(xì)化α-Al的微觀機(jī)制存在長(zhǎng)期爭(zhēng)議，針對(duì)Al-5Ti-1B與Al-3Ti-3B中間合金在細(xì)化α-Al與鋁硅合金中所表現(xiàn)出的細(xì)化能力上的差異，目前也沒能提出明確的理論解釋。普遍認(rèn)為，鋁硅合金中的Si原子會(huì)抑制Al-5Ti-1B細(xì)化劑的活力，稱為細(xì)化劑的“Si中毒”現(xiàn)象[21-23]。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋁熔體中Si元素的含量超過2%后，Al-5Ti-1B中間合金對(duì)α-Al的晶粒細(xì)化能力開始減弱，出現(xiàn)“中毒”效應(yīng)，并且中毒效應(yīng)會(huì)隨著鋁熔體中Si元素含量的增加而加劇。進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)于會(huì)產(chǎn)生細(xì)化劑中毒現(xiàn)象的鋁硅合金，通過添加更多量的Al-5Ti-1B中間合金，或者將細(xì)化劑種類由Al-5Ti-1B轉(zhuǎn)變?yōu)锳l-3Ti-3B或Al-1Ti-3B，即減少中間合金中Ti元素的成分配比，可以緩解中毒現(xiàn)象，實(shí)現(xiàn)對(duì)鋁硅合金的晶粒尺寸細(xì)化。

盡管鋁硅合金中Si元素會(huì)導(dǎo)致Al-5Ti-1B細(xì)化劑中毒的現(xiàn)象在科學(xué)界已達(dá)成共識(shí)，但是中毒現(xiàn)象的物理本質(zhì)尚沒有明確的定論。有學(xué)者[24, 25]觀察到，在加入Al-5Ti-1B中間合金的鋁硅合金凝固組織中發(fā)現(xiàn)有復(fù)合的Ti(Al, Si)3相在TiB2顆粒的周圍析出，因此提出Si原子會(huì)與熔體中的Ti原子反應(yīng)形成復(fù)合相阻礙異質(zhì)核心與鋁熔體間的相互作用。但是，也有學(xué)者認(rèn)為Ti(Al,Si)3相可能是凝固后在室溫下析出產(chǎn)生，并且至今沒有證據(jù)表明Ti(Al,Si)3相是依附于TiB2顆粒產(chǎn)生，即沒有證據(jù)表明鈦硅相是生成于TiB2顆粒與熔體的界面處，從而無法證明鈦硅相產(chǎn)生于形核初期的固/液界面而阻止異質(zhì)核心與熔體的相互作用。并且這一假說不能解釋Ti含量較低的Al-Ti-B細(xì)化劑在鋁硅合金中的中毒程度較弱的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。

4 異質(zhì)核心與形核相界面行為研究

形核相在異質(zhì)核心上的異質(zhì)形核屬于液-固相變，所涉及的空間尺度約為幾個(gè)至幾十個(gè)原子團(tuán)簇大小，時(shí)間尺度在納秒級(jí)，熔體與固相質(zhì)點(diǎn)接觸的液/固界面區(qū)微結(jié)構(gòu)決定著異質(zhì)形核過程。利用傳統(tǒng)方法難以直接研究異質(zhì)形核過程，現(xiàn)有機(jī)理模型只能從固態(tài)角度出發(fā)，利用凝固后的形核相與異質(zhì)核心間固/固界面反推異質(zhì)形核，屬于事后分析，所得結(jié)果可能與異質(zhì)形核真實(shí)的物理過程存在較大偏差。因此，如能從液-固相變角度出發(fā)，研究熔體與異質(zhì)核心間液/固界面區(qū)微結(jié)構(gòu)在異質(zhì)形核過程中的演變規(guī)律，將比固-固晶格匹配的唯象分析方法更直接、更真實(shí)地反映異質(zhì)形核的物理過程，據(jù)此對(duì)異質(zhì)核心誘導(dǎo)形核相在其表面形核的能力進(jìn)行判定將更為有效、更具有說服力。

4.1 高分辨透射電子顯微鏡分析觀察異質(zhì)核心與鋁熔體固/液界面結(jié)構(gòu)

隨著高分辨透射電子顯微技術(shù)的發(fā)展，越來越清晰的原子尺度圖像成為材料微區(qū)結(jié)構(gòu)的直接分析手段。因此，可以利用高分辨透射電子顯微分析研究材料界面在原子尺度上的結(jié)構(gòu)。在2006年，Oh等[26]利用高分辨透射電子顯微鏡(HRTEM)的高能入射電子束轟擊Al2O3晶體使其分解，并通過高能電子束加熱樣品得到Al2O3晶體與鋁熔體的固/液界面。通過原子尺度的高分辨觀察，發(fā)現(xiàn)在固/液界面前沿的鋁熔體依附于Al2O3晶體表面形成3層左右的層狀有序結(jié)構(gòu)(如圖3)，從而證明固/液界面固相可以直接影響界面前沿液相結(jié)構(gòu)的有序性。這為探明熔體結(jié)構(gòu)、揭示形核的物理本質(zhì)提供了新的研究方法。

圖3 原位高分辨透射電子顯微鏡觀察到的鋁熔體在Al2O3(0006)晶面間形成有序結(jié)構(gòu)[26]Fig.3 In-situ HRTEM image of ordered structure of Al melts on Al2O3(0006) surface[26]

受液相結(jié)構(gòu)的高溫?cái)_動(dòng)和固相基底表面粗糙度的限制，現(xiàn)階段的原位高分辨透射電子顯微分析可研究的液/固界面體系較少，多為液相線溫度較低合金的界面結(jié)構(gòu)。且由于高分辨透射成像是三維結(jié)構(gòu)在二維平面的投影，為獲得液/固界面區(qū)結(jié)構(gòu)信息，電子束入射方向只能平行于界面方向。因此，此方法只能獲得界面區(qū)有序結(jié)構(gòu)沿界面法線方向分布的層間結(jié)構(gòu)特征，不能表征平行于界面方向的面內(nèi)結(jié)構(gòu)，從而無法分析有序結(jié)構(gòu)的三維形貌。

4.2 第一性原理分子動(dòng)力學(xué)模擬計(jì)算固/液界面結(jié)構(gòu)

相比于實(shí)驗(yàn)研究固/液界面結(jié)構(gòu)的嚴(yán)酷條件，利用計(jì)算機(jī)模擬計(jì)算固/液界面結(jié)構(gòu)則更為直接有效。從20紀(jì)80年代起，一些學(xué)者利用分子動(dòng)力學(xué)構(gòu)造并計(jì)算了一些金屬體系的固/液界面結(jié)構(gòu)[27, 28]。通過構(gòu)造鋁晶體各低指數(shù)面與液態(tài)鋁之間的固/液界面，發(fā)現(xiàn)在凝固點(diǎn)溫度附近，界面前沿的液態(tài)鋁會(huì)在鋁晶體表面形成多層層狀的鋁原子結(jié)構(gòu)，這些鋁原子層彼此間保有穩(wěn)定的層間距。不僅如此，每層鋁原子層內(nèi)部的結(jié)構(gòu)也保持穩(wěn)定，使整個(gè)鋁層區(qū)域具有穩(wěn)定的三維有序結(jié)構(gòu)；處于固/液界面前沿的液態(tài)層狀有序區(qū)域被稱為“準(zhǔn)固相區(qū)”。研究還發(fā)現(xiàn)，不僅鋁熔體與鋁晶體之間會(huì)在界面形成準(zhǔn)固相區(qū)，一些其他金屬/熔體界面體系，包括很多二元體系(即固態(tài)金屬與金屬熔體為兩種不同物質(zhì))組成的固/液界面前沿液相區(qū)都存在一定厚度的準(zhǔn)固相區(qū)。

然而，傳統(tǒng)的分子動(dòng)力學(xué)依托經(jīng)驗(yàn)勢(shì)函數(shù)來描述原子間的相互作用，因此存在一定的計(jì)算誤差和較大的局限性，很難適用于較為復(fù)雜的固/液界面體系。而異質(zhì)形核過程中Al熔體與TiB2之間的液/固界面屬于典型的復(fù)雜界面，不僅TiB2與Al熔體之間的交互作用十分復(fù)雜，界面區(qū)Al熔體中偏聚的Ti溶質(zhì)更增加了熔體結(jié)構(gòu)的復(fù)雜性。至今尚無有效的勢(shì)函數(shù)能夠準(zhǔn)確描述TiB2、Al3Ti等異質(zhì)核心與鋁熔體間構(gòu)成的固/液界面。因此，以往針對(duì)Al-Ti-B系列中間合金細(xì)化機(jī)制的研究并未采用分子動(dòng)力學(xué)模擬計(jì)算進(jìn)行。

相比于傳統(tǒng)的分子動(dòng)力學(xué)模擬，采用密度泛函理論(DFT)的第一性原理計(jì)算不依賴原子間的經(jīng)驗(yàn)勢(shì)函數(shù)，從而能夠計(jì)算更為復(fù)雜的結(jié)構(gòu)，并得到更為精確的數(shù)據(jù)。Lee等利用從頭算分子動(dòng)力學(xué)模擬初步計(jì)算了在約2 K的過冷度下Al熔體與TiB2和Al3Ti間的液/固界面結(jié)構(gòu)[29]，發(fā)現(xiàn)Al3Ti和Ti終止的TiB2表面附近的Al熔體能形成2～3層的有序結(jié)構(gòu)，并通過層間和面內(nèi)有序結(jié)構(gòu)分析，認(rèn)為該有序結(jié)構(gòu)類似于α-Al{111}面結(jié)構(gòu)(如圖4)。然而，該工作僅開展了單一溫度過冷條件下的界面結(jié)構(gòu)研究，不能反映異質(zhì)形核過程中形核相從液相到固相轉(zhuǎn)變的全過程。而且研究所采用的計(jì)算模型中固相基底包含的原子層過少且不具備非極性長(zhǎng)程對(duì)稱性，模擬總時(shí)長(zhǎng)較短，計(jì)算結(jié)果的準(zhǔn)確度有待提高。與此同時(shí)，作者團(tuán)隊(duì)[30]利用第一性原理分子動(dòng)力學(xué)成功模擬了不同終止面的TiB2(0001)晶面與鋁熔體間的固/液界面，發(fā)現(xiàn)不同終止面的TiB2(0001)晶面與鋁熔體間構(gòu)成的固/液界面擁有不同的結(jié)構(gòu)特點(diǎn)(如圖5)。其中Ti原子層終止的TiB2(0001)晶面所構(gòu)成的固/液界面在界面前沿的液相區(qū)中會(huì)形成良好的準(zhǔn)固相區(qū)，從而促進(jìn)鋁熔體的異質(zhì)形核，而B原子層終止的TiB2(0001)晶面所構(gòu)成的固/液界面卻會(huì)在TiB2表面由Al原子和B原子終止面形成類AlB2結(jié)構(gòu)，影響異質(zhì)核心TiB2與鋁熔體的相互作用。基于此，之所以Al-5Ti-1B能細(xì)化工業(yè)純鋁而TiB2粉末則沒有效果，就是因?yàn)锳l-5Ti-1B中的富Ti環(huán)境能夠保證其中TiB2顆粒是Ti終止面結(jié)構(gòu)?？紤]到Al-5Ti-1B加入到Al熔體中后，由于其中Al3Ti的分解會(huì)導(dǎo)致Al熔體含有富余Ti溶質(zhì)，因此，要想更加精細(xì)地模擬異質(zhì)形核初期界面結(jié)構(gòu)、更加全面地詮釋異質(zhì)形核的微觀機(jī)制，還需要進(jìn)一步模擬計(jì)算Al熔體中富余Ti溶質(zhì)對(duì)形核初期固/液界面結(jié)構(gòu)的影響。

圖4 910 K下Al熔體在TiB2表面的原子密度曲線, 模擬時(shí)間為：(a) 0.05 ps, (b) 1.42 ps, (c) 1.85 ps [29]Fig.4 The atom density profile of Al melts on the surface of TiB2 at 910 K: (a) 0.05 ps, (b) 1.42 ps, (c) 1.85 ps [29]

雖然第一性原理分子動(dòng)力學(xué)在適用范圍和計(jì)算精度等方面都優(yōu)于傳統(tǒng)分子動(dòng)力學(xué)，并且可以用于計(jì)算異質(zhì)核心與鋁熔體間構(gòu)成的固/液界面，但是由于第一性原理分子動(dòng)力學(xué)對(duì)計(jì)算資源的消耗十分巨大，目前僅能夠計(jì)算含有幾百個(gè)原子的小型體系。因此，為了能真實(shí)反映固/液界面的結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，需要不斷優(yōu)化計(jì)算算法與模型構(gòu)建，才能真正成為分析固/液界面結(jié)構(gòu)、探索異質(zhì)形核微觀機(jī)制的重要工具。

5 結(jié) 語

異質(zhì)形核晶粒細(xì)化過程包括異質(zhì)形核及隨后的形核相長(zhǎng)大兩個(gè)階段。關(guān)于異質(zhì)形核階段，現(xiàn)有理論模型以異質(zhì)核心與形核相之間的固/固界面能為標(biāo)準(zhǔn)，從固態(tài)視角研究形核過程，屬于事后分析。采用異質(zhì)核心與形核相之間的點(diǎn)陣錯(cuò)配度來表征固/固界面能具有局限性，具備固-固晶格小錯(cuò)配度不是異質(zhì)核心能高效誘導(dǎo)形核相形核的充要條件。

圖5 Ti終止(a)以及B終止(b)TiB2與鋁熔體間形成的液/固界面[30]Fig.5 Liquid/solid interface between Al melts and Ti-terminated (a) and B-terminated (b) TiB2[30]

形核相在異質(zhì)核心上的異質(zhì)形核屬于液-固相變，熔體與固相質(zhì)點(diǎn)接觸的液/固界面區(qū)微結(jié)構(gòu)決定著異質(zhì)形核過程；研究異質(zhì)形核過程中原子級(jí)尺度上液/固界面區(qū)熔體原子有序結(jié)構(gòu)的形成與演變，更直接地反映著異質(zhì)形核的真實(shí)物理過程。國(guó)內(nèi)外關(guān)于固相異質(zhì)核心誘導(dǎo)液/固界面區(qū)熔體原子有序結(jié)構(gòu)形成及演變的研究尚處于起步階段，已發(fā)現(xiàn)液/固界面區(qū)熔體可以形成一定的有序結(jié)構(gòu)。但現(xiàn)階段仍然缺乏對(duì)熔體原子有序結(jié)構(gòu)形成原因和演變規(guī)律的本質(zhì)研究。如：熔體原子與異質(zhì)核心表面原子間的交互作用如何影響界面區(qū)熔體原子有序結(jié)構(gòu)的形成？液/固界面區(qū)熔體原子有序結(jié)構(gòu)的層間有序及面內(nèi)有序與異質(zhì)核心誘導(dǎo)形核相在其表面形核的能力間如何準(zhǔn)確關(guān)聯(lián)？這些問題都亟待解決。