·38 北京科技大学学报 第30卷 显然只有不再发生破碎的熔滴的冷却速度才具有直 碎。由于流场结构的复杂性，二次破碎过程更加复 接意义.根据式(1)，在其他工艺参数确定的情况 杂，一般表现为一种模式主导、多种模式共存的混合 下，熔滴的冷却速度与其直径成反比，即熔滴越小， 作用，因此获得的熔滴是大小不均的，这正是紧耦 冷却速度越大，达到非晶化冷却值即能实现非晶化： 合气雾化制得粉末呈正态分布的基本原因，其中直 否则只能形核结晶， 径较小的熔滴有可能达到R。,冷却成非晶颗粒；直 熔滴的直径显然取决于其经历的破碎过程，与 径较大的熔滴则一般形核结晶·然而，那些较小的 传统雾化过程相似，紧耦合气雾化中熔体的雾化过 颗粒虽然小于临界直径具备达到R。的条件，但由 程大致存在初始破碎、二次破碎和冷却凝固三个阶 于二次破碎过程中温度下降很快，可能已经出现固 段，但由于紧耦合喷嘴下方存在的一个流场结构十 相（即部分形核结晶），也无法形成非晶颗粒，因此紧 分复杂的气体回流区，其间的气体速度分布极不均 耦合气雾化一般制得非晶/晶态的混合粉末， 匀，熔体和气流的作用变得异常复杂，如图7所 2.3A一Ni-Ce-Fe-Cu合金的非晶化临界冷却 示]，熔体首先经历初始破碎，液柱被挤压成液 速率 膜，液膜在气流的作用下抽裂成丝并破碎成细小熔 对于一定成分的合金，其非晶形成能力(GFA) 滴·紧接着熔滴开始二次破碎，该阶段破碎遵循 可由非晶化临界冷却速率(R)来评估，GFA越强， Weber数准则(We=pUd/o,其中p为气体密度， R。越低，目前R。的估算有很多方法，本文根据Lu U为气液相对速度，d为熔滴直径，σ为表面张 等]提出的公式来计算Al一Ni-Ce-Fe Cu合金的 力)，只有当熔滴的W数达到临界值（一般认为是 Re: 10.7)才能进一步发生破碎；随We数从小到大变 Y=T/(T+Ta) (2) 化，熔滴的二次破碎相应表现为“哑铃式(twis)”、 根据图5中DTA分析的结果，Tx、T1和Tg分别为 “袋式(bag)”、“延展式(film stripping)”和“爆炸式 608,970和592K.由此算得Y为0.389，ANi℃e (catastrophic)四种模式[21，一般情况下为一种模 FeCu合金的临界冷却速率可以大致估算为10 式主导、多种模式共存的混合模式，在每一种破碎 Ks,即本实验中非晶态颗粒的冷却速率都在10 模式下，熔滴会经历不同的破碎过程，最终得到的粉 Ks以上，而绝大部分颗粒的冷却速率在10K· 末粒度往往呈正态分布， s一以下，无法实现非晶转变而发生形核结晶，并 且，对应于R。有一最大非晶颗粒直径(d),雾化过 喷嘴 程相关参数见表1，根据式(1)可以计算出d。为 气体出口 26m左右，与实验结果基本一致 导液管 表1冷却过程的传热参数 Table 1 Heat transmission parameters 湍流涡 参数 回流区 熔滴温度，Ta/K 1100 滞留点 雾化气体温度，Tc/K 300-1000 环境壁温度，T./K 300 图7气体回流区的流场结构 比热容，ca/kgK) 1.2×103 Fig.7 Flow structures of gas recirculation zone Stefan Boltzmann常数，/(Wm-2K-') 5.67×10-8 从导液管出来的熔融液柱在初次破碎过程中， 黑度，e 0.1 液膜的形成受温度、流场和材料物性的影响，液膜的 熔滴密度，Pa/(kgm-3) 2.8×103 厚度往往是不连续的，因此初次破碎获得的液滴一 液滴速度，u/(ms) 50-150 般都是不均匀的，直径小的熔滴如果We数较低 熔体黏性，/(Pas) 0.001 (小于临界值10.7)就无法继续进行二次破碎而直 热导率，/(Wm-K-) 0.0175 接冷却固化，此时若其直径足够小，达到R。,则最终 冷却成非晶颗粒；相反，直径大的熔滴可能We数也 3结论 较低（气液相对速度较小），无法继续二次破碎，但其 冷却速度较低，只能形核结晶.那些We数较大的 (1)紧耦合气雾化的A1基合金粉末中存在部 熔滴（包括直径较大和较小的）进一步发生二次破 分非晶粉，非晶粉的粒径小于26m.显然只有不再发生破碎的熔滴的冷却速度才具有直 接意义．根据式（1）‚在其他工艺参数确定的情况 下‚熔滴的冷却速度与其直径成反比．即熔滴越小‚ 冷却速度越大‚达到非晶化冷却值即能实现非晶化； 否则只能形核结晶． 熔滴的直径显然取决于其经历的破碎过程．与 传统雾化过程相似‚紧耦合气雾化中熔体的雾化过 程大致存在初始破碎、二次破碎和冷却凝固三个阶 段．但由于紧耦合喷嘴下方存在的一个流场结构十 分复杂的气体回流区‚其间的气体速度分布极不均 匀‚熔体和气流的作用变得异常复杂‚如图7所 示［15］．熔体首先经历初始破碎‚液柱被挤压成液 膜‚液膜在气流的作用下抽裂成丝并破碎成细小熔 滴．紧接着熔滴开始二次破碎‚该阶段破碎遵循 Weber 数准则（ We＝ρU 2d／σ‚其中 ρ为气体密度‚ U 为气液相对速度‚d 为熔滴直径‚σ为表面张 力）‚只有当熔滴的 We 数达到临界值（一般认为是 10∙7）才能进一步发生破碎；随 We 数从小到大变 化‚熔滴的二次破碎相应表现为“哑铃式（twins）”、 “袋式（bag）”、“延展式（film stripping）”和“爆炸式 （catastrophic）”四种模式［21］‚一般情况下为一种模 式主导、多种模式共存的混合模式．在每一种破碎 模式下‚熔滴会经历不同的破碎过程‚最终得到的粉 末粒度往往呈正态分布． 图7 气体回流区的流场结构 Fig．7 Flow structures of gas recirculation zone 从导液管出来的熔融液柱在初次破碎过程中‚ 液膜的形成受温度、流场和材料物性的影响‚液膜的 厚度往往是不连续的‚因此初次破碎获得的液滴一 般都是不均匀的．直径小的熔滴如果 We 数较低 （小于临界值10∙7）就无法继续进行二次破碎而直 接冷却固化‚此时若其直径足够小‚达到 Rc‚则最终 冷却成非晶颗粒；相反‚直径大的熔滴可能 We 数也 较低（气液相对速度较小）‚无法继续二次破碎‚但其 冷却速度较低‚只能形核结晶．那些 We 数较大的 熔滴（包括直径较大和较小的）进一步发生二次破 碎．由于流场结构的复杂性‚二次破碎过程更加复 杂‚一般表现为一种模式主导、多种模式共存的混合 作用‚因此获得的熔滴是大小不均的．这正是紧耦 合气雾化制得粉末呈正态分布的基本原因．其中直 径较小的熔滴有可能达到 Rc‚冷却成非晶颗粒；直 径较大的熔滴则一般形核结晶．然而‚那些较小的 颗粒虽然小于临界直径具备达到 Rc 的条件‚但由 于二次破碎过程中温度下降很快‚可能已经出现固 相（即部分形核结晶）‚也无法形成非晶颗粒‚因此紧 耦合气雾化一般制得非晶／晶态的混合粉末． 2∙3 Al－Ni－Ce－Fe－Cu 合金的非晶化临界冷却 速率 对于一定成分的合金‚其非晶形成能力（GFA） 可由非晶化临界冷却速率（ Rc）来评估．GFA 越强‚ Rc 越低．目前 Rc 的估算有很多方法‚本文根据 Liu 等［11］提出的公式来计算 Al－Ni－Ce－Fe－Cu 合金的 Rc： γ＝ Tx／（ Tl＋ Tg） （2） 根据图5中 DTA 分析的结果‚Tx、Tl 和 Tg 分别为 608‚970和592K．由此算得 γ为0∙389‚Al－Ni－Ce －Fe－Cu 合金的临界冷却速率可以大致估算为106 K·s －1‚即本实验中非晶态颗粒的冷却速率都在106 K·s －1以上‚而绝大部分颗粒的冷却速率在106 K· s －1以下‚无法实现非晶转变而发生形核结晶．并 且‚对应于 Rc 有一最大非晶颗粒直径（ dc）‚雾化过 程相关参数见表1‚根据式（1）可以计算出 dc 为 26μm左右‚与实验结果基本一致． 表1 冷却过程的传热参数 Table1 Heat transmission parameters 参数 值 熔滴温度‚Td／K 1100 雾化气体温度‚T G／K 300～1000 环境壁温度‚T w／K 300 比热容‚cd／l （J·kg －1K －1） 1．2×103 Stefan－Boltzmann 常数‚σ／（W·m －2K －4） 5．67×10－8 黑度‚ε 0．1 熔滴密度‚ρd／（kg·m －3） 2．8×103 液滴速度‚u／（m·s －1） 50～150 熔体黏性‚μ／（Pa·s） 0．001 热导率‚λ／（W·m －1K －1） 0．0175 3 结论 （1） 紧耦合气雾化的 Al 基合金粉末中存在部 分非晶粉‚非晶粉的粒径小于26μm． ·38· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷