2.7 晶粒标准与检测方法晶粒标准与检测方法2.6 现代晶粒细化理论（外场）现代晶粒细化理论（外场）有色金属熔炼与铸锭 α-Al的形核粒子（质点）应具有下列特性：n具有高的熔点，是一种稳定质点；n与铝熔体有类似的晶体结构与晶格参数；n与熔体有类似的密度；n有良好的分散度；n能与铝熔体的原子形成强有力的吸附键；n对合金的组织与性能无有害影响有色金属熔炼与铸锭 2. 6.1 现代晶粒细化理论现代晶粒细化理论（间接包晶反应形核，细化与衰减现象）（1）α-Al结晶核心的形核机制（2）细化机制（3）衰减机制有色金属熔炼与铸锭 关于α-Al结晶核心的形核机制图图 铸态Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金组织a- 800℃, b- 1000℃, c- 1100℃有色金属熔炼与铸锭 图图 (a)、图、图 (b)和图和图 (c)的组织形态截然不同，其中的组织形态截然不同，其中TiAl3分别为块分别为块状、块状＋细小针片状和粗大针片状；状、块状＋细小针片状和粗大针片状； 而而TiC粒子的团簇分别特征在图粒子的团簇分别特征在图 (c)中表现最明显，图中表现最明显，图 (a)中最弱，中最弱，分散程度最大分散程度最大 组织形态图 (a)组织图 (b)组织图 (c)组织TiAl3长度尺寸,μm28片状64，块状27145TiAl3数量,N/cm29.7×1049.9×1041.9×104TiC粒子（簇）数量，N/cm24.5×105 2.1×1041.1×104表表 铸态Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的组织参数有色金属熔炼与铸锭 图图 铸态Al5Ti0.25C细化纯Al组织图图 铸态Al5Ti0.25C的细化衰减曲线有色金属熔炼与铸锭 图图5.6铸态Al5Ti0.25C的细化衰减曲线局部放大图Fig 5.6 Close up view for refinement fading curve of casting Al5Ti0.25C master alloy由图中曲线可以获得以下细化参数：(1) 细化接触时间（晶粒细化剂合金添加后至晶粒尺寸达到最小值的时间间隔）τ ；(2) 细化衰减时间（添加晶粒细化剂后至晶粒尺寸由细晶开始明显粗化的时间间隔）Τ；(3) 细化能力（细化后晶粒尺寸的最小值，即细化接触时间所对应的晶粒尺寸值）dmin 。
则具有图中组织特征的晶粒细化剂合金其细化参数分别为：对于图 (a)组织的晶粒细化剂合金，τ＝5 min， Τ＝110min，dmin＝175μm；对于图 (b)组织的晶粒细化剂合金，τ＝7 min， Τ＝110min，dmin＝200μm；对于图 (c)组织的晶粒细化剂合金，τ＝10 min，Τ＝100min，dmin＝240μm； 在各细化参数数值中，细化接触时间τ值差别最大，相差5min，其次是dmin尺寸，而细化衰减时间Τ值相差较小此结果说明，组织特征不同的晶粒细化剂合金其细化效果有明显的差别 有色金属熔炼与铸锭 图图 铸态Al5Ti0.25C的细化衰减曲线局部放大图由细化衰减曲线的局部放大图可以发现，在加入后的5 min内，R1及R2的细化衰减曲线非常接近，此阶段晶粒尺寸急剧减小，但是当加入时间在5min~10min时，R2曲线与R3曲线均表现出略低的晶粒尺寸减小速度该现象似乎可以解释为：TiAl3是决定细化接触时间的主要因素，当晶粒细化剂合金具有针片状TiAl3粒子时，其细化接触时间较长，而块状TiAl3粒子的细化接触时间较短，所以，具有针片状与块状混合组织的晶粒细化剂合金其细化接触时间介于块状和针片状的接触时间之间，并且其细化衰减曲线呈现先快速下降尔后相对平缓下降的变化情况。
有色金属熔炼与铸锭 图图 Al熔体添加晶粒细化剂后的凝固组织此图为晶粒细化剂合金添加到Al熔体中较短时间(5min)的取样组织Ti、Al线扫描及EDS分析表明，图中的稍大及部分较小的粒子相为TiAl3，数量很少，而其余较小的粒子相为TiC由此进一步认证了TiAl3是影响细化接触时间的主要因素的同时，只有当TiAl3粒子完全溶解时，晶粒细化剂合金才能表现出良好的细化效果，TiC是α-Al的唯一形核质点根据Jarfors等人的研究结果，Ti、C在Al熔体中的溶解度分析结果： Xc = 3393exp(-23797T-1) (1) XcXTi=169exp(-26865T-1) (2)可计算出在细化温度下Ti在Al熔体中的溶解度为 0.23,wt.%，而晶粒细化剂合金的添加量为 0.2,wt.%时，Al熔体中Ti的浓度仅为 0.01,wt.%，远小于溶解度值，同时，远低于发生包晶反应的最低Ti量。
因此，TiAl3在热力学上是不稳定的，将在Al熔体中溶解，此时，Al熔体中只有TiC粒子和溶解的Ti原子，TiC是Al熔体中唯一的α-Al潜在异质形核质点有色金属熔炼与铸锭 图图 Al4C3及TiC标准自由能变化有色金属熔炼与铸锭 根据Al4C3，TiC在温度范围为298～1800K时的标准自由能变化[99，可以看到它们约在1450K相交在铝液温度低于1450K时TiC的稳定性比Al4C3的差，在温度高于1450K时比TiC的稳定性好因而在温度低于1450K时，TiC 将分解图图2.18 Al-Ti-C晶粒细化剂合金组织中的Al3C4粒子 有色金属熔炼与铸锭 图中为830℃保温1h 后Al-Ti-C 晶粒细化剂合金的TEM明场像可见在TiC粒子簇中，部分TiC粒子周围存在明显的黑色反应带，结合能谱分析发现这些TiC粒子存在Ti、C和Al的衍射峰，而个别粒子只有C和Al的衍射峰，且Al/C原子比为3/4，可确定为Al3C4相通过选区电子衍射分析，进一步确定Al3C4的存在，其晶格参数为a=3.34 与Al3C4晶格参数的标准值a=3.338基本相同上述实验结果表明：长时间保温TiC会向Al3C4转化，开始时在TiC表面形成Al3C4化合物层，之后完全转变成Al3C4化合物，由于Al3C4的晶格参数与α-Al存在较大的差异，将会使TiC丧失对α-Al的形核能力[12]，即发生“中毒”现象。
有色金属熔炼与铸锭 (a)(b)(c)20μm图 铸挤态Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的OM组织图 铸挤态Al5Ti0.25C的细化衰减曲线有色金属熔炼与铸锭 对照上述合金的组织形态可以看出，TiC粒子的分散程度越大，其细化能力越强，对于TiC粒子的分散程度最大的晶粒细化剂合金，细化后的最小晶粒尺寸仅为110μm，比常规铸造态的晶粒细化剂合金小130μm，比TiC粒子的分散程度最小的铸挤态晶粒细化剂合金小50μm，由此可以得出如下结论：最小晶粒尺寸的影响因素是TiC粒子的分散程度，即TiC粒子（簇）的数量，其数量越大细化能力越强 图图 CASTEX连续铸挤基本原理图 CASTEX连续铸挤机启动后，铸挤轮旋转，液态金属被导入铸挤轮的沟槽与槽封块形成的挤压型腔中，在铸挤轮槽与坯料之间摩擦作用下使液态金属材料充满挤压型腔，液态金属在挤压型腔中发生动态结晶—变形过程：（1）在铸挤靴前部工作段内基本是动态结晶过程；（2）在铸挤靴中部附近是半熔融态的挤压过程；（3）在铸挤靴后部工作段内基本是挤压变形过程因此，可将连续铸挤分为动态结晶—半凝固挤压—挤压塑性变形三个阶段，金属的组织由铸态组织逐渐变为变形组织。
在半凝固挤压状态，金属处在液固相共存的紊流状态下产生内摩擦，使结晶出现不断形成又不断遭到破坏而再形成的过程因此晶粒较铸态组织的晶粒小 有色金属熔炼与铸锭 图 成形区切温度场分布 图 成形区切应力τxy分布由温度场分布可以将成形区划分成三个区域，即液相区、液固两相区和固相区，降低浇注温度时，将使液固两相区和固相区扩大同时由图可以看出，在CASTEX成形过程中，固相区金属承受强烈的剪切变形，由此可见降低浇，注温度意味着使TiAl3承受更大的剪变形有色金属熔炼与铸锭 (a)(b)5μm图图 Al-Ti-C晶粒细化剂合金组织中TiC粒子的分布形态 CASTEX成形过程中，针片状TiAl3晶体的细化以及TiC粒子分布形态的改善，是由于它们获得了外来能量，对于TiC而言，由于其颗粒尺寸较小，故具有较高的表面能，原始组织中TiC粒子呈团簇分布，有利于降低表面能而处于能量最低的稳定状态在CASTEX成形过程中，Al-Ti-C晶粒细化剂合金承受强烈的剪切变形，获得一定的外来能量具有从团簇中分散的趋势，从而形成弥散分布的组织形态，无论是TiAl3粒子的细化还是TiC的分散，均会改变Al-Ti-C晶粒细化剂合金的形核与细化能力。
有色金属熔炼与铸锭 图图 型腔深度对TiAl3相的影响对晶粒细化剂合金的X射线衍射分析表明，Al5Ti0.25C合金经连续铸挤成形后，其组织构成并未改变，仍由α-Al、TiAl3和TiC三相组成有色金属熔炼与铸锭 给出了不同温度浇注的常规铸造和连续铸挤晶粒细化剂合金组织中TiAl3和TiC的晶格常数晶格常数是由下列方法测得的：在X射线衍射谱中选取一个高角度的衍射峰，利用X射线衍射仪确定该衍射峰对应的2θ角精确值，代入下式可计算出晶格常数a(4.2)式中，H，K和L分别为晶面指数，θ为衍射峰所对应的衍射角值的1/2有色金属熔炼与铸锭 常规铸造晶粒细化剂合金组织中，浇注温度对TiAl3和TiC的晶格常数没有影响，TiAl3和TiC的晶格常数分别为 a=b=3.85，c=8.57和a=b=c= 4.30～4.32Å；但是，Al-Ti-C晶粒细化剂合金经强剪切CASTEX成形后，TiAl3的晶格常数略有增加，而TiC晶格常数几乎没有变化，这可能是由于TiAl3的尺寸较大，在CASTEX成形过程中承受强烈的剪切变形，使其晶格在一定程度上畸变的结果，所以，表现为轮－靴间宽度越小时，TiAl3晶体的剪切变形程度越大，晶格畸变越严重，TiAl3的晶格常数变大 。
图图 TiAl3和TiC粒子簇的细化与分散示意图 有色金属熔炼与铸锭 图图 CASTEX成形的组织演化过程a-TiC zone，b-TiC particle，c-acicularTiAl3， d-lumpy TiAl3，e-near-spherical TiAl3，有色金属熔炼与铸锭 在液相区的剪应效应对TiC粒子簇具有一定的剪切分散作用，同时，由于TiC与Al熔体的良好润湿性，为TiC在Al基体中弥散分布创造了适宜的界面条件，所以，“液相剪切及润湿分散”是TiC粒子簇的主要分散机制对于TiAl3粒子的细化而言，无论是初始的破碎及后期的二次枝晶臂与主干分离，也与金属流动不均匀而产生的强剪切应变形有关固相金属层之间的内摩擦作用，使片状TiAl3首先破碎成自由晶，在自由晶自由运动过程中，由于晶体转动使枝晶臂发生二次剪切而使母晶球化，并在上述两种因素的共同作用下，最终形成近球形组织，可见，“固相区剪切及二次剪切球化”是TiAl3粒子细化的作用机制有色金属熔炼与铸锭 图图 ZJ300 CASTEX成形机组照片图图 连续铸挤Al-Ti-C线材工艺流程有色金属熔炼与铸锭 图图 ZJ350 CASTEX成形机组照片 该机的操作为全液压驱动，铸挤轮直径为350mm，电机功率110KW，交流变频调速，铸挤轮转速为1~35 r/min。
机组包括熔炼炉，卷曲收线装置和循环水冷系统 有色金属熔炼与铸锭 CS refinementCE refinement(b)(c)(d)(e)(f)(g)(a)10mma- Original，b- 0.05%CS，c- 0.1%CS，d- 0.2%CS， e- 0.05%CE，f- 0.1%CE，g- 0.2%CE图图 不同添加量的铸态及铸挤态Al5Ti0.25C晶粒细化剂细化纯Al组织 有色金属熔炼与铸锭 上述两种晶粒细化剂合金的添加量为0.05,wt.%时，即可使纯Al组织从粗大的柱状晶转化为等轴晶，且随添加量增加晶粒尺寸逐渐减小当添加量增加到0.1,wt.%时，图 (f)组织除心部外已经接近图 (d)的组织的细化程度，当添加量增加到0.2,wt.%时，铸挤态晶粒细化剂合金的细化程度明显超过铸态晶粒细化剂合金，为此，对于Al箔材生产过程特别适合添加铸挤态的晶粒细化剂合金，一是晶粒细化剂合金组织中很少存在呈聚集态的较大尺度的TiC团，可以避免在轧制过程中出现针孔状缺陷，二是在同等添加量时，使用铸挤态晶粒细化剂合金的细化效果明显好于铸态晶粒细化剂合金，同时，在同等细化效果时，可适当减少晶粒细化剂合金的添加量，实际上添加0.15,wt.%的铸挤态的晶粒细化剂合金与添加0.2,wt.%时的铸态晶粒细化剂合金的细化效果相当。
因而，使用铸挤态细化剂可以降低细化费用，也可以进一步降低出现针孔状缺陷的几率，避免Ti的污染 有色金属熔炼与铸锭 图图α-Al的结晶核心 图为Al5Ti0.25C晶粒添加细化剂后α-Al的结晶组织，通过电子探针分析，表明结晶核心的粒子相为TiC，其成分约为TiCX，尺寸约为1μm同时，TiCX粒子的周围存在枝晶状富Ti区域，并且在Ti富集区中存在Ti的成分梯度，靠近TiC粒子一侧的富Ti区中Ti、Al的原子比接近1/3，近似为TiAl3的成分，但是富Ti区末端的Ti含量很低，Al含量较高文献的研究表明，Al-Ti-C晶粒细化剂合金组织中存在TiAl3和TiC相，高温条件下TiAl3在热力学上是不稳定的，会以40μm/min的速度溶解在Al熔体中，TiC是较为稳定的潜在形核相 通过以上分析可知，包晶反应可使α-Al在TiC粒子上间接形核：L+(TiCx)TiAl3=α-Al（固溶体） 有色金属熔炼与铸锭 (k-1)mC0对Al晶粒尺寸的影响Grain size ,μm(k-1)mC0，wt.%Smallequiaxedcolumnarcoarse-equiaxed (k-1)mC0对Al晶粒尺寸的影响有色金属熔炼与铸锭 如上图可见，当晶粒生长的限制因子较小时，即细化处理的Al合金中自由Ti含量较少时，晶粒细化剂合金的细化能力较弱，形成了柱状晶组织，出现此现象有两个主要原因：一是自由Ti含量较小，Ti在TiCx形成富Ti层的趋向性降低，从而使TiCx的形核活性不足；其次是较小的自由Ti含量，不利于保持α-Al界面的稳定性，使α-Al沿温度梯度最大方向（铸模的径向）急剧长大，然而，当晶粒生长的限制因子较大时，却不能形成细小的等轴晶组织。
有色金属熔炼与铸锭 C addition, (ppm)不同添加量的Al5Ti0.2C和Al5Ti0.15C晶粒细化剂对纯Al细化后的晶粒尺寸有色金属熔炼与铸锭 由图中的曲线变化趋势可以看出，无论按晶粒细化剂合金的添加量、按Ti的添加量还是C的添加量，均表现为随添加量的增加细化后的晶粒尺寸减小，但是，当添加量增至某一值（晶粒细化剂合金的添加量为0.2,wt.%）时，继续提高添加量对晶粒尺寸的减小贡献不大，因此，综合考虑细化效果与添加成本时，在一般情况下晶粒细化剂合金的添加量应控制在0.2,wt.%左右 图 (a)曲线表明，在相同添加量时，Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的细化能力强于Al3Ti0.2C；而图 (b)曲线说明，在相同Ti添加量时，Al3Ti0.20C晶粒细化剂合金的细化能力优于Al5Ti0.2C，箭头表示减小Ti/C比例(即增加C的成分)时，对提高晶粒细化剂合金的细化效果有利；由 (c)曲线可见，在相同C添加量时，Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的细化能力强于Al3Ti0.20C，增加Ti/C比例(即增加Ti的成分)时，对提高晶粒细化剂合金的细化效果有利。
对此，通过上述比较可以得出以下结论： （1）C的成分强烈影响晶粒细化剂合金的细化效果，即TiC数量是决定晶粒细化剂合 金细化效果的主要因素，其数量越多细化效果越好； (2) 晶粒细化剂合金中可溶解的Ti（即形成TiAl3化合物，细化时能溶解在Al熔体中 的 Ti的成分，直接影响晶粒细化剂合金的添加量，对于同等C含量的晶粒细化 剂合金Ti含量较高时，其添加量可以适量降低； 由上述结论可以解释图 (a)的曲线变化形式，Al5Ti0.25C和Al3Ti0.20C晶粒细化剂合金中TiC和可溶解Ti的含量分别为：TiC－1,wt.%和0.8,wt.%，可溶解Ti－4,wt.%和2.2,wt.%，无论是TiC含量还是溶解Ti含量方面，Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金均高于Al3Ti0.20C，所以，在相同添加量时，Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的细化效果优于Al3Ti0.20C有色金属熔炼与铸锭 （（2）细化机制）细化机制α-Al贫Ti层Ti分布液相温度分布kCoCoCo/kTempTLTSTi(a)(b)Ti-Al局部相图及成分过冷示意图有色金属熔炼与铸锭 由图中的曲线变化趋势可以看出：由图中的曲线变化趋势可以看出： （1）无论按晶粒细化剂合金的添加量、按Ti的添加量还是C的添加量，均表现为随添加量的增加细化后的晶粒尺寸减小； （2）在相同添加量时，Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的细化能力强于Al3Ti0.2C； （3）在相同Ti添加量时，Al3Ti0.20C晶粒细化剂合金的细化能力优于Al5Ti0.2C，箭头表示减小Ti/C比例(即增加C的成分)时，对提高晶粒细化剂合金的细化效果有利； （4）在相同C添加量时，Al5Ti0.25C晶粒细化剂合金的细化能力强于Al3Ti0.20C，增加Ti/C比例(即增加Ti的成分)时，对提高晶粒细化剂合金的细化效果有利。
对此，通过上述比较可以得出以下结论：(1) C的成分强烈影响晶粒细化剂合金的细化效果，即TiC数量是决定晶粒细化剂 合金细化效果的主要因素，其数量越多细化效果越好；(2) 晶粒细化剂合金中可溶解的Ti（即形成TiAl3化合物，细化时能溶解在Al熔体 中的Ti）的成分，直接影响晶粒细化剂合金的添加量，对于同等C含量的晶粒 细化剂合金Ti含量较高时，其添加量可以适量降低；有色金属熔炼与铸锭 细化机制：Greer等人认为α-Al在TiB2的(110)晶面形核之后，α-Al的继续生长只有通过较大的过冷使α-Al半径变小的方式进行，α-Al自由生长的过冷度可表示为：式中，σ为液－固相界面能，△SV为单位体积的熔化熵根据文献[给出了相关参数，σ=158mJ/m2，△SV=1.11×106J/Km3，可以计算出当TiB2粒子直径为0.5～3μm 时的过冷度范围：1.14～0.19K， 有色金属熔炼与铸锭 TiCx粒子的TEM形貌α-Al形核长大示意图有色金属熔炼与铸锭 提出了液固界面稳定性判据，合理解释了Al-Ti-C晶粒细化剂合金的细化机制： 当形核粒子一定的情况下，Al熔体中Ti含量是决定α-Al长大速度的主要因素，Ti含量较低时，表现为其抑制作用较小，且使TiCx的形核活性不足，容易形成柱状晶组织，而Ti含量较高时，其抑制作用会使部分α-Al不能自由生长，最终形成粗大的等轴晶组织。
有色金属熔炼与铸锭 （（3）衰减机制）衰减机制Al5Ti0.25C和Al5Ti1B的细化衰减曲线有色金属熔炼与铸锭 搅拌对细化效果回复的影响搅拌对细化效果回复的影响有色金属熔炼与铸锭 添加Al5Ti0.25C晶粒细化剂后Al铸锭的底部组织添加Al5Ti0.25C晶粒细化剂后Al铸锭的底部合金的X射线衍射谱有色金属熔炼与铸锭 式中，λ为X射线波长（Cu靶（λ=1.54056 Å），H，K和L为晶面指数计算得到TiC的晶格常数范围为：4.30Å～4.31Å，对照文献的研究结果：此晶格常数所对应的TiC的成分为TiC0.5~ TiC0.6 TiC粒子的细化衰减机制可以描述为： 在细化处理的温度及浓度条件下，从热力学角度看TiC不稳定，伴随C的扩散形成Al4C3化合物，并使TiC的稳定性进一步降低，并可能溶解而消失，与α-Al晶格错配度较大的Al4C3化合物的出现及TiC的溶解，均会使Al-Ti-C晶粒细化剂合金出现细化衰减现象，由于C从TiC向Al熔体中的扩散属固相扩散过程，其速度很小，故表现为保温较长时间后才会出现明显的细化衰减现象有色金属熔炼与铸锭 2.6.22.6.2 外场耦合下晶粒细化理论外场耦合下晶粒细化理论(1)超声场耦合下晶粒细化理论超声场耦合下晶粒细化理论 (2)电磁场耦合下晶粒细化理论电磁场耦合下晶粒细化理论耦合耦合:能量的传递过程，能量的传递过程，有色金属熔炼与铸锭 (1)超声场耦合下晶粒细化理论超声场耦合下晶粒细化理论超声波在媒质中传播的效应：• 空化效应空化效应－超声波在液体媒质中传播时，在液体中微小区域会形成局部 的暂时负压区,当超声强度超过液体张力时，液体薄弱部位被 撕 开而产生大量的气泡并长大，而暂时的正压区，当气泡内 压力达到某临界值时瞬间崩溃破裂, 产生高温和高压现象；• 声流效应声流效应－超声波在液体中传播时产生有限振幅衰减使液体内从声源处 开始形成一定的声压梯度,导致液体高速流动；• 热热 效效 应应 － 超声波是一种机械波，当超声波在液体介质中传播时，质点 首先受到机械作用，部分机械能又转化为热能； 衰减效应衰减效应－超声波在介质中传播时,随着传播距离的增加其能量逐渐衰减 ，按照引起声强减弱的不同原因，可把声波衰减分为三种， 扩散衰减、散射衰减和吸收衰减。
有色金属熔炼与铸锭 超声波作用机制：• 导入方式导入方式： 超声波能量的导入方式－1 a-液体顶部导入，b-液体底部导入 超声波能量的导入方式－2 液体侧面导入不直接接触熔液，从而避免了变幅杆由于与高温金属液相浸触所造成 的腐蚀和损耗有色金属熔炼与铸锭 变幅坩锅中的金属熔体也 是变幅杆的一部分，从而 显著提高了超声波对金属 熔体的偶合性 超声波能量的导入方式－3 液体直接导入（耦合） 能量耦合的特点：能量耦合的特点：有色金属熔炼与铸锭 dOxBack waveIncident wavePiPrPtTiAl3Ⅰ ⅡinterfaceS1S2超声耦合场中界面的声压超声耦合场对粒子相的驱动效应如果将TiAl3颗粒简化成为厚度为d、特征阻抗为R1=ρ1c1中间层介质，置于特征阻抗为R2=ρ2c2 的Al熔体介质中，并设一次声波和反射声波以平面波形式垂直入射到中间介质层上，一次声波的声压为方程为：式中：Pia为入射声压振幅，C1为中间介质层（TiAl3颗粒中）的声速，x为距离原点的长度，ω为角速度，t为时间。
则Pi经界面Ⅰ反射后的声压方程为：有色金属熔炼与铸锭 根据平面声波的声压与声速关系，以及界面Ⅰ、Ⅱ处的声压连续条件，可以计算出，透射波声压Pt在x＝d处的声压与入射波在x＝0处的声压Pi之比为： 式中：R12＝R2/R1和R21＝R1/R2.由于TiAl3颗粒的平均直径d＝21μm，对于频率为20KHz的超生波，在铝熔体传播时的波长λ2=210mm＝6.5×10－4≈0，所以 ，Pt≈Pi若不计反射界面Ⅱ的能量损失，一次声波和二次声波能形成理想驻波 则TiAl3在一次声波和二次声波场中，所受到的综合声压差为： △P= 有色金属熔炼与铸锭 由于R2＞R1，所以，只要TiAl3不在声压波形的节点处或波腹处，在声压差△P的作用下，TiAl3受到指向波节的作用力，使TiAl3在声压波节处偏聚因此，只要使变幅坩锅的深度小于λ2/4，则只在熔体的表面处存在声压波节 铸造态Al-10Ti合金组织（a）未超声处理，（b）强超声处理 图2(b) 与图2(a)的组织相比，TiAl3颗粒明显细化， 外形较圆滑，其平均颗粒的平均尺寸为21μm 有色金属熔炼与铸锭 为TiAl3颗粒断裂形貌。
从断口形状可以看出，粗大的针片状TiAl3颗粒，在强超声处理后发生了明显的脆性断裂，其原因在于：变幅坩锅底部所产生的强声波，激活熔体中的空化气核，气泡崩溃时伴随有强烈的冲击波或射流，释放到熔体中并作用于TiAl3相表面，产生局部高压效应，从而打断了TiAl3相强超声处理后TiAl3颗粒的OM组织 有色金属熔炼与铸锭 α-Al依附TiAl3形核的组织SEM照片 图4组织中还可以发现，TiAl3颗粒（灰色块状相）主要存在于α-Al晶粒内部此种组织特征说明在金属熔体凝固过程中，随着液/固界面由外向内推移，初生TiAl3相被液/固界面捕获，其主要原因是：超声波提高了金属熔体/第二相间的润湿性，同时，TiAl3晶体细小呈多面体形状有（001）、（011）、（111）三个晶面面向熔体，增加了被液/固界面捕获的几率关于在液/固界面捕获TiAl3过程中是否发生了TiAl3晶体对α-Al形核的现象，即发生包晶反应：L+TiAl3=α-Al（固溶体）过程有色金属熔炼与铸锭 超声悬浮装置示意图 有色金属熔炼与铸锭 图图 C粉末悬浮照片a－0min, b－10min, c－20min, d－30min黑色区域为C粉末，可见在反应初期，C粉末呈现团状形态稳定地悬浮在熔体中部，并且在熔体上部没有出现C粉末的上浮现象。
同时，随超声作用时间的延长，C粉末团尺寸逐渐减小，在反应时间为30分钟时，C粉末消失有色金属熔炼与铸锭 图图3 反应过程中间合金组织10min, 20min 其组织特点为：在C粉末区域周围富集了大量的TiAl3粒子，同时，随超声作用时间的延长TiAl3的聚集程度增强，表明在超声振动过程中，超声的悬浮效应，不仅使C出现集聚，同时，使Al熔体中的TiAl3粒子也出现了集聚现象这是由于超声悬浮的实质是，在超声驻波场中的波节处为低压区，即Al-3Ti熔体中存在声压梯度，TiAl3粒子两侧存在压力差，因为TiAl3粒子与Al熔体的声对比因子系数大于0，使TiAl3粒子受到指向波节的超声辐射力作用，从而，使TiAl3粒子出现向C粉末区域集聚的现象，这种组织特征为TiC的形成提供了有利的界面条件 有色金属熔炼与铸锭 10min, 20min在TiAl3与C界面附近的反应区域进行了扫描电境能谱分析图有色金属熔炼与铸锭 组织中出现了细小针片状相，能谱分析表明，细小针片状相和针块状相为组织中出现了细小针片状相，能谱分析表明，细小针片状相和针块状相为TiAl3，细小粒子状相为，细小粒子状相为TiC；同时，从；同时，从4(b)元素元素Ti的分布情况，可见在的分布情况，可见在TiAl3和和TiC相的附近存在明显的相的附近存在明显的Ti元素的富集现象，这种组织形态说明：在超声场作用元素的富集现象，这种组织形态说明：在超声场作用下，下，TiAl3出现了溶解现象，并扩散至出现了溶解现象，并扩散至C粉末的周围，因此，粉末的周围，因此，TiC是由是由C粉末与溶粉末与溶解的态的解的态的Ti反应形成的：溶解的反应形成的：溶解的Ti原子环绕在石墨颗粒周围，并在其界面上发原子环绕在石墨颗粒周围，并在其界面上发生反应生成生反应生成TiC；其反应式为：；其反应式为： Ti＋＋C(s)＝＝TiC(s) 通过超声悬浮和普通的熔铸工艺，利用活化的通过超声悬浮和普通的熔铸工艺，利用活化的C与与Al-Ti熔体间的反应，可以制备熔体间的反应，可以制备Al-Ti-C晶粒细化剂合金。
其反应过程为可描述为：辐射块前端所产生的强声波，激活熔晶粒细化剂合金其反应过程为可描述为：辐射块前端所产生的强声波，激活熔体中的空化气核，气泡崩溃时伴随有强烈的冲击波或射流，释放到熔体中作用于体中的空化气核，气泡崩溃时伴随有强烈的冲击波或射流，释放到熔体中作用于TiAl3相，相，并在并在TiAl3表面产生局部高温，使部分表面产生局部高温，使部分TiAl3(s)出现溶解现象，形成出现溶解现象，形成Ti原子，使其反应活性原子，使其反应活性增强，并与分散活化的增强，并与分散活化的C颗粒反应形成颗粒反应形成TiC(s)相，随温度的降低，过饱和的相，随温度的降低，过饱和的Ti在在Al熔体中熔体中析出形成针片状析出形成针片状TiAl3相，从而使合金呈现图相，从而使合金呈现图4(c)所示组织所示组织 通常通常Ti、、C化合时，需要较高的温度条件，而采用超声悬浮方法，由于改变了反化合时，需要较高的温度条件，而采用超声悬浮方法，由于改变了反应途径，降低了反应激活能，从而能在较低的反应温度条件下形成应途径，降低了反应激活能，从而能在较低的反应温度条件下形成TiC有色金属熔炼与铸锭 。