空間模擬條件下三元共晶合金凝固研究

解文軍，魏炳波

(西北工業(yè)大學(xué)應(yīng)用物理系，陜西 西安 710072)

特約專欄

空間模擬條件下三元共晶合金凝固研究

解文軍，魏炳波

(西北工業(yè)大學(xué)應(yīng)用物理系，陜西 西安 710072)

三元共晶凝固過程涉及三個(gè)固相在同一液相中的競爭形核和協(xié)作生長，可以形成豐富多樣的凝固組織，對(duì)發(fā)展原位復(fù)合材料制備技術(shù)和研究自發(fā)模式形成現(xiàn)象都具有重要的意義?？臻g環(huán)境中的微重力和無容器效應(yīng)消除了重力引起的對(duì)流、沉降以及器壁引起的異質(zhì)形核，為深入研究非平衡快速凝固規(guī)律提供了理想的實(shí)驗(yàn)條件。由于空間實(shí)驗(yàn)機(jī)會(huì)十分難得，人們發(fā)展了自由落體、懸浮、拋物飛行、探空火箭等多種空間環(huán)境的地面模擬方法，部分的或一定程度的實(shí)現(xiàn)空間的微重力和無容器效應(yīng)。對(duì)國內(nèi)外采用浸浮凈化、落管、超聲懸浮等地面模擬方法開展的三元共晶合金凝固研究工作進(jìn)行了綜述，并對(duì)未來發(fā)展趨勢進(jìn)行了展望。

三元共晶；空間模擬條件；微重力；無容器；深過冷；凝固

1 前 言

大多數(shù)工業(yè)合金材料都是多元和復(fù)相材料。理解多元復(fù)相合金的凝固組織形成機(jī)制，找到有效的凝固組織控制方法，具有重要的工程和應(yīng)用價(jià)值[1]。共晶合金是一種重要的復(fù)相合金類型，其熔化溫度低于每一組元的熔點(diǎn)，且流動(dòng)性好，具有良好的鑄造、成形和焊接性能。共晶合金凝固過程中形成兩個(gè)或兩個(gè)以上固相的共生結(jié)構(gòu)，是制備原位復(fù)合材料的有效途徑。作為一種具有自發(fā)模式形成和自組織特征的自然現(xiàn)象，共晶生長也引起了廣泛的理論研究興趣[2,3]。

三元共晶具有重要的應(yīng)用。例如，Sn-Ag-Cu是一種重要的無鉛電子焊料[4]，Ag-Pb-Te具有良好的熱電性能[5]。三元共晶合金體系也是人們尋找大塊非晶金屬的主要參考，很多具有較強(qiáng)玻璃形成能力的合金都位于三元共晶成分附近，如Zr-Cu-Al、Zr-Ni-Al、Ni-Nb-Sn等[6,7]。在無機(jī)非金屬和有機(jī)材料領(lǐng)域，三元共晶也具有重要的功能，如MA-PA-SA可以作為相變材料具有較好的儲(chǔ)能特性[8]，Al2O3-Y3Al5O12-ZrO2作為一種共晶陶瓷具有良好的力學(xué)性能[9]。

自Jackson和Hunt[10]的開創(chuàng)性研究以來，二元共晶生長已經(jīng)取得了豐富的研究成果，人們對(duì)二元共晶的凝固過程也有了比較全面和深入的認(rèn)識(shí)。二元共晶組織主要有層片狀、棒狀和迷宮狀。二元共晶生長的物理過程主要涉及凝固界面前沿液相中溶質(zhì)原子的橫向耦合擴(kuò)散和液固界面在不同熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)條件下的穩(wěn)定性[11]。三元共晶生長涉及三個(gè)固相在同一液相中的競爭形核和協(xié)同生長，協(xié)作方式除了三個(gè)固相的共同生長(α-β-γ)，還有三個(gè)固相之間的兩兩協(xié)作(α-β、β-γ、γ-α)，三相之間的排列次序和組合結(jié)構(gòu)也是多種多樣[12]，因此三元共晶的組織形態(tài)更為豐富。再加上三個(gè)固相在形核速率、體積分?jǐn)?shù)、生長方式和生長速度等方面的差異，使得三元共晶生長過程變得更加復(fù)雜。相對(duì)于二元共晶而言，人們對(duì)三元共晶的凝固過程只有較為粗淺的認(rèn)識(shí)。

三元共晶生長過程中，生長前沿液相中原先均勻分布的三種組元原子在液固相變過程中重新分布和排列。這一過程是通過溶質(zhì)的橫向擴(kuò)散和熱量的縱向傳輸實(shí)現(xiàn)的，在地面條件下會(huì)受到重力引起的對(duì)流的影響。如果共晶相和液相之間存在明顯的密度差異，在形核階段和生長初期還會(huì)發(fā)生由于密度差而引起的浮升或沉降。因此，地面重力因素又增加了研究三元共晶生長的難度?？臻g微重力環(huán)境消除了重力引起的對(duì)流和沉降效應(yīng)，簡化了凝固過程的動(dòng)力學(xué)條件，有助于人們發(fā)現(xiàn)和認(rèn)識(shí)在地面上被重力掩蓋的現(xiàn)象。另一方面，空間無容器效應(yīng)可以消除器壁引起的污染和異質(zhì)晶核，使合金熔體在凝固前獲得深過冷，為研究亞穩(wěn)液相中的新相形核和相選擇、以及遠(yuǎn)離平衡條件下的快速晶體生長和組織演化提供了理想的實(shí)驗(yàn)機(jī)會(huì)。

空間環(huán)境特征主要包括微重力、無容器、超高真空、空間輻射、原子氧等。對(duì)合金凝固過程而言，最主要的影響因素是微重力、無容器和超高真空。由于空間實(shí)驗(yàn)機(jī)會(huì)十分難得，人們發(fā)展了多種空間環(huán)境的地面模擬方法，部分的或一定程度的實(shí)現(xiàn)空間的微重力和無容器效應(yīng)。如自由落體(落管、落塔、落井)、懸浮(電磁懸浮、靜電懸浮、超聲懸浮、氣動(dòng)懸浮)、探空火箭、拋物飛機(jī)等。本文主要對(duì)國內(nèi)外采用空間模擬技術(shù)開展的三元共晶合金凝固研究進(jìn)行綜述，并對(duì)未來的發(fā)展進(jìn)行展望。

2 三元共晶凝固原理

2.1 二元共晶生長理論

三元共晶的凝固機(jī)理可參照二元共晶理論進(jìn)行一般性討論。二元共晶生長的基本特征是協(xié)同生長的兩相之間可以進(jìn)行溶質(zhì)原子的高效交換，這是通過兩相之間的側(cè)向短程擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)的，即兩個(gè)協(xié)同生長的固相沿凝固界面前沿排列成交替的夾層結(jié)構(gòu)(層片狀共晶)，或其中一相以纖維狀陣列鑲嵌于另一相的基體中(棒狀共晶)。顯然，為了達(dá)到高效的溶質(zhì)原子互換，兩相之間的間距越小，則原子互擴(kuò)散越容易進(jìn)行。但另一方面，兩相間距的縮小將會(huì)增大界面面積，從而增加體系的總界面能，不利于熱力學(xué)穩(wěn)定性。從凝固動(dòng)力學(xué)角度來看，兩相間距的縮小會(huì)降低凝固界面前沿液相中的溶質(zhì)濃度，從而減小生長所需的成分過冷，但同時(shí)也會(huì)促進(jìn)Gibbs-Thomson效應(yīng)，增加了對(duì)曲率過冷的要求。這兩方面因素的共同作用，使二元共晶生長最終選擇一個(gè)合適的相間距。理論和實(shí)驗(yàn)均表明，二元共晶層片間距λ與界面過冷度ΔT或生長速度V具有以下關(guān)系：即λ2V=常數(shù)，或λΔT=常數(shù)[10]。

二元共晶的生長形態(tài)主要取決于兩方面因素。一是兩個(gè)固相的體積分?jǐn)?shù)：如果兩相的體積分?jǐn)?shù)大致相當(dāng)，一般形成層片狀共晶；如果兩相的體積分?jǐn)?shù)相差較大，則體積分?jǐn)?shù)小的一相傾向于形成纖維狀，而另一相形成基體相。其基本原理仍是降低界面能。第二個(gè)因素是兩個(gè)固相的晶體生長特征：如果兩相都是以非小面相方式生長，則形成規(guī)則排列的層片或棒狀共晶；如果有一相為小面相，由于小面相具有自身的優(yōu)先生長方向，一般會(huì)形成不規(guī)則排列的層片或棒狀結(jié)構(gòu)。

2.2 三元共晶體系的凝固特征

真實(shí)的三元共晶體系一般都比較復(fù)雜，相圖中除了三元共晶區(qū)域，還存在包晶、包共晶、金屬間化合物等區(qū)域。為了簡化對(duì)三元共晶體系凝固的描述，McCartney 等[13]采用簡單三元共晶相圖，并假定三個(gè)共晶相都易于形核且均以非小面相形式生長，可以將三元共晶凝固組織特征按合金成分劃分為5個(gè)區(qū)域，如圖1所示。其中區(qū)域1為單相生長區(qū)，區(qū)域2為兩相共晶區(qū)，區(qū)域3為共晶溝區(qū)，區(qū)域4為三相共晶區(qū)，區(qū)域5為遠(yuǎn)離共晶溝區(qū)。區(qū)域2對(duì)應(yīng)的凝固組織為二相層片共晶或棒狀共晶，如圖2a所示。在區(qū)域3，合金以二相共晶胞或二相枝晶方式生長，同時(shí)伴隨三元共晶薄層的包裹，其生長界面特征如圖2b所示。區(qū)域4對(duì)應(yīng)的是三相共晶組織，如圖2c所示。區(qū)域5比較復(fù)雜，首先生成單相胞晶或枝晶，接著出現(xiàn)二相共晶或三相共晶或既出現(xiàn)二相共晶又出現(xiàn)三相共晶。依據(jù)所在的區(qū)域的不同，其生長界面特征分別如圖2d、2e和2f所示。

實(shí)際的三元共晶合金凝固沒有這么簡單，或多或少總存在三相體積分?jǐn)?shù)不對(duì)稱、領(lǐng)先形核相、小面生長相、宏觀偏析等問題。所以，即便是嚴(yán)格位于三元共晶點(diǎn)成分的合金，其凝固組織一般也不完全是單純的三相共晶。除了三相共晶外，還可能出現(xiàn)圖2中的其余凝固組織。

圖1 簡單三元共晶體系中不同凝固組織區(qū)域的劃分[13]Fig.1 Various microstructural regions in a simple ternary eutectic system[13]

圖2 三元共晶體系的生長界面示意圖[13]Fig.2 Schematic growth interfaces in a ternary eutectic system[13]

2.3 三元共晶的生長模式

從共晶相的晶體生長特征分析，三元共晶中可能出現(xiàn)零到三個(gè)小面相，即可能形成4種類型的組合[14]。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)的三元共晶中，有以下3種類型：①“非小面-非小面-小面”類型，如Cd-Pb-Sn三元共晶[15]，傾向于形成三相層片結(jié)構(gòu)；②“非小面-小面-小面”類型，如Bi-Cd-Sn[16]、Bi-Cd-Pb[17]、Bi-In-Sn (350 K)[18]，傾向于形成雙二元共晶結(jié)構(gòu)；③“非小面-非小面-非小面”類型，如Bi-In-Sn (332 K)[14]，傾向于形成三相纖維結(jié)構(gòu)或三相層片結(jié)構(gòu)。目前還沒有發(fā)現(xiàn)三相全部是小面相生長的三元共晶。

二元共晶的結(jié)構(gòu)按照體積分?jǐn)?shù)的差異，一般形成層片狀和棒狀兩種類型，在生長過程中有利溶質(zhì)的擴(kuò)散距離最短。依此原理分析三元共晶幾何結(jié)構(gòu)，有以下幾種可能性[14]：①三相層片；②二相層片+一相纖維；③一相層片+兩相纖維；④兩相纖維+一相基體；⑤三相纖維。圖3給出了一相層片+兩相纖維構(gòu)成的共晶組織示意圖。

圖3 一相層片和兩相纖維構(gòu)成的一種三元共晶體結(jié)構(gòu)示意圖[14]Fig.3 Schematic diagram of transverse section of ternary eutectic microstructure showing one lamellar phase and two fibrous phases[14]

從空間排列順序的角度分析，二元共晶只有“αβαβ…”這一種排列方式，三元共晶增加了一個(gè)γ相后，原理上有無數(shù)種排列方式，最簡單的幾種如：“αβγαβγ…”，“αβαγαβαγ…”，“αβαβγαβαβγ…”[12]。再加上體積分?jǐn)?shù)因素、小面相/非小面相生長因素、領(lǐng)先形核相因素、界面能因素以及生長速度因素等，可以說三元共晶的生長模式是千變?nèi)f化、豐富多彩。

Choudhury[19]采用相場方法模擬研究了體積分?jǐn)?shù)和液固界面能對(duì)三元共晶組織形態(tài)的作用，發(fā)現(xiàn)三個(gè)固相體積分?jǐn)?shù)的不對(duì)稱和三個(gè)相界面能的不對(duì)稱是決定三相毗鄰和配位關(guān)系的主要因素。圖4是相場模擬的兩個(gè)結(jié)果。圖4a中三個(gè)固相的體積分?jǐn)?shù)相等，但紅色相的液固界面能低于另外兩相。圖4b中三個(gè)相的液固界面能相等，但藍(lán)色相的體積分?jǐn)?shù)大于另外兩相。這兩種條件下都形成了類似于圖3所示的三元共晶組織形態(tài)。

圖4 三元共晶生長模式的相場模擬[19]Fig.4 Phase-field simulation of ternary eutectic growth pattern[19]

液固界面能的作用有兩方面[19]：一是按照四相接觸點(diǎn)附近的界面曲率修正單個(gè)固相的形狀，二是由于Gibbs-Thomson效應(yīng)使固相成分發(fā)生改變，從而與固相分?jǐn)?shù)實(shí)現(xiàn)了作用耦合。對(duì)于較小的凝固速度和較粗大的凝固組織，第二種作用不明顯。通過調(diào)節(jié)三相的體積分?jǐn)?shù)和固液界面能相對(duì)大小，可以實(shí)現(xiàn)對(duì)真實(shí)三元共晶組織形貌的再現(xiàn)，如圖5所示。其中圖5a中的白色、灰色和黑色相分別是Ag2Al、Al2Cu和(Al)相。

圖5 Al-Ag-Cu三元共晶定向凝固組織和相場模擬結(jié)果[19]Fig.5 Microstrueture of directionally solidified Al-Ag-Cu ternary eutectic alloy and phase-field simulated result[19]

3 空間模擬條件下三元共晶凝固

3.1 深過冷條件下三元共晶凝固

采用熔融玻璃凈化法，Wei等[20]研究了Ag-Cu-Ge三元共晶的深過冷和快速凝固。Ag38.5Cu33.4Ge28.1三元共晶合金熔體獲得了最大185 K (0.228TE) 的過冷度。三元共晶組織由(Ag)固溶體相、(Ge)固溶體相和η(Cu3Ge)金屬間化合物相組成，如圖6所示[21]。(Ge)相是凝固過程中的初生相，(Ag)相和η相趨向于形成層片狀結(jié)構(gòu)。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，隨著過冷度的增大，凝固組織發(fā)生了三方面變化。其一是三元共晶組織細(xì)化，例如(Ag)相和η相的平均間距隨過冷度的變化滿足關(guān)系λΔT1.69=常數(shù)，盡管這一關(guān)系不同于二元共晶的函數(shù)關(guān)系λΔT=常數(shù)，其隨過冷度變化的趨勢是一致的。其二是發(fā)生了從“三個(gè)共晶相合作生長”到“(Ge)相優(yōu)先于(Ag)相和η相生長”的生長模式轉(zhuǎn)變，在不同過冷度下，(Ag)相和η相始終以層片方式協(xié)作生長，而(Ge)相隨過冷度增大傾向于獨(dú)立生長。其三是隨著過冷度的增大，(Ge)相的宏觀偏析受到抑制。此外，對(duì)三個(gè)共晶相的成分分析發(fā)現(xiàn)，隨著過冷度增大，三個(gè)共晶相的固溶度均發(fā)生一定程度的擴(kuò)展。

圖6 Ag-Cu-Ge三元共晶在不同過冷度下的凝固組織形態(tài)[21]Fig.6 Microstrueture morphologies of Ag-Cu-Ge ternary eutectic alloy solidified at various undercoolings[21]

Ruan等[22,23]研究了Ag-Cu-Sb三元共晶合金在熔融玻璃凈化條件下的快速凝固。Ag42.4Cu21.6Sb36三元共晶合金獲得的過冷度最大達(dá)到114 K (0.16TE)。凝固過程中的相組成為ε(Ag3Sb)、θ(Cu2Sb)和(Sb)相，其中初生相為θ相。凝固組織中包含了以下幾種生長模式：領(lǐng)先生長的板條狀θ相、二相共晶(ε+θ)、二相共晶(ε+Sb)、以及三元共晶(ε+θ+Sb)。三元共晶組織中，(Sb)相以小面相方式獨(dú)立生長, 而ε和θ相合作生長，如圖7所示。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，隨著過冷度的增大，初生相和兩種二相共晶的體積分?jǐn)?shù)逐步減小，而三元共晶的體積分?jǐn)?shù)逐步增大，并且三元共晶由規(guī)則層片向不規(guī)則共晶轉(zhuǎn)變。當(dāng)過冷度超過102 K時(shí)，不規(guī)則三元共晶成為唯一的微觀組織。實(shí)驗(yàn)還發(fā)現(xiàn)，隨著過冷度的增大，初生θ相的尺寸也在逐漸減小。

圖7 三元共晶在不同過冷度下的凝固組織形態(tài)[22]Fig.7 Microstrueture morphologies of Ag-Cu-Sb ternary eutectic alloy solidified at various undercoolings[22]

Ruan等[24]還研究了Al-Cu-Si三元共晶合金的深過冷和快速凝固，對(duì)三元共晶凝固過程中的相組成、凝固組織特征、及其隨過冷度變化的演變規(guī)律進(jìn)行了深入分析。Al80.4Cu13.6Si6三元共晶合金在熔融玻璃凈化實(shí)驗(yàn)中獲得的最大過冷度為 147 K (0.18TE)。三元共晶的相組成為α(Al)固溶體、(Si)固溶體和θ(Al2Cu)金屬間化合物。凝固組織中包含以下幾種生長模式：即以枝晶方式生長的初生α(Al)、以小面方式生長的初生(Si)、二相共晶(Al+θ)、以及三元共晶(Al+Si+θ)。三元共晶組織中，(Si)以小面相方式獨(dú)立生長，而α(Al)和θ相以非小面相方式合作生長，形成層片狀結(jié)構(gòu)。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，隨著過冷度的增大，初生相發(fā)生了改變。小過冷條件下，α(Al)為領(lǐng)先形核相，以枝晶方式生長。當(dāng)過冷度大于73 K時(shí), (Si)相優(yōu)先形核并以小面相方式生長為塊狀。隨著過冷度增大，初生(Al)枝晶的體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，塊狀初生(Si)的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。

3.2 自由落體條件下三元共晶凝固

采用3 m落管，Wang等[25]使Ag38.5Cu33.4Ge28.1三元共晶合金在自由落體狀態(tài)下實(shí)現(xiàn)了直徑100 ～ 900 μm微小液滴的快速凝固。三元共晶組織由(Ag)固溶體相、η(Cu3Ge)金屬間化合物相和(Ge)固溶體相組成。隨著液滴直徑的減小，過冷度和冷速迅速增大，(Ge)相發(fā)生了從“板條狀”到“顆粒狀”的組織形態(tài)轉(zhuǎn)變，如圖8所示。低重力條件使得(Ge)相呈現(xiàn)均勻分布。在尺寸較小的液滴中，形成了一種不規(guī)則共晶組織，其晶粒呈現(xiàn)球形，如圖8c所示。當(dāng)過冷度超過一個(gè)臨界值得時(shí)候，這種不規(guī)則共晶既可以在二元共晶合金中形成也可以在三元共晶合金中形成。共晶組織形貌發(fā)生“層片共晶-不規(guī)則共晶”轉(zhuǎn)變的原因是高冷速和深過冷。共晶胞的球形輻射狀生長表明，自由落體條件下液相中的溫度場和濃度場呈現(xiàn)良好的幾何對(duì)稱性。

圖8 落管條件下不同尺寸Ag-Cu-Ge三元共晶合金液滴的凝固組織[25]Fig.8 Microstructures of Ag-Cu-Ge ternary eutectic alloy droplets with different diameters solidified in a drop tube[25]

Dai等[26]在自由落體條件下，實(shí)現(xiàn)了直徑為100 ～ 950 μm的Al74.6Cu17.2Mg8.2三元共晶合金熔體液滴的快速凝固。三元共晶的相組成為α(Al)固溶體、θ(Al2Cu)金屬間化合物和S(Al2CuMg)金屬間化合物。凝固組織中包含兩種生長模式：(Al+θ)二相共晶和(Al+θ+S)三元共晶，其特點(diǎn)是二相共晶以孤島形式鑲嵌在三元共晶的基體中。隨著液滴直徑的減小，(Al+θ)二相共晶的體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，而(Al+θ+S)三元共晶的體積分?jǐn)?shù)逐漸增大。當(dāng)液滴直徑小于200 μm時(shí)，(Al+θ)二相共晶消失，凝固組織全部為(Al+θ+S)三元共晶。這種情況下，凝固組織中一般會(huì)形成若干個(gè)輻射狀生長的球形三元共晶胞。而對(duì)于實(shí)驗(yàn)中直徑為100 μm的最小液滴，整個(gè)液滴以輻射狀方式凝固并形成僅有的一個(gè)球形三元共晶胞，如圖9a所示，其形核中心為α(Al)相。圖9b顯示，三元共晶胞組織中三個(gè)共晶相以顆粒狀方式合作生長，并且排列成一種十分有利于溶質(zhì)原子相互交換的空間結(jié)構(gòu)。

圖9 自由落體條件下形成的球形Al-Cu-Mg三元共晶胞凝固組織[26]Fig.9 Microstrueture of Al-Cu-Mg spherical ternary eutectic cell formed in a droplet solidified during free fall[26]

此外，Toledo等[27]也采用3 m落管方法對(duì)Bi32.5In51Sn16.5三元共晶合金的無容器凝固過程進(jìn)行了研究，實(shí)現(xiàn)了直徑200 ～ 400 μm液滴的凝固，一致獲得了不規(guī)則三元共晶組織。而在常規(guī)重力條件下，凝固組織中既包含規(guī)則層片組織也包含不規(guī)則共晶。

3.3 無容器條件下三元共晶凝固

采用聲懸浮和激光加熱熔化方法，Yan等[28]研究了Al80.4Cu13.6Si6三元共晶合金的無容器凝固，實(shí)驗(yàn)中獲得的最大過冷度為195 K (0.24TE)。凝固組織主要由(Al+Si+θ)三元共晶和(Al+θ)二相共晶組成。與常規(guī)條件凝固相比，聲懸浮凝固過程中(Al+Si+θ)三元共晶組織明顯細(xì)化，(Al+θ)二相共晶胞的形態(tài)多樣化， (Al)相中Cu和Si元素的固溶度也顯著擴(kuò)展。

采用同樣的方法，Hong等[29]研究了Ag38.5Cu33.4Ge28.1三元共晶的無容器凝固。凝固后的合金液滴變形為圓餅狀，在凝固樣品的上下表面形成了超過50個(gè)相互獨(dú)立的波紋，波紋胞的直徑約800 μm，波長約8 μm。進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，共晶合金在超聲懸浮條件下無容器凝固時(shí)，合金表面普遍形成單個(gè)或多個(gè)波紋，波紋的中心剛好對(duì)應(yīng)者一個(gè)形核點(diǎn)，共晶組織自波紋中心開始呈輻射狀生長，生長方向與波紋垂直。

4 結(jié) 語

空間模擬條件下的合金凝固研究表明，熔融玻璃的浸浮凈化作用和各種懸浮技術(shù)產(chǎn)生的無容器效應(yīng)可以有效去除異質(zhì)晶核，使合金熔體獲得深過冷狀態(tài)并實(shí)現(xiàn)非平衡條件下的快速凝固。落管自由落體方法可以同時(shí)模擬無容器和微重力狀態(tài)，除了可以獲得深過冷和高冷速，還能夠消除重力引起的各種流體力學(xué)效應(yīng)，并產(chǎn)生具有良好空間對(duì)稱性的溫度場和濃度場。目前對(duì)三元共晶合金在這方面的研究只是初步的，得到的一些結(jié)果也基本上是表象層面的。要充分認(rèn)識(shí)三元共晶凝固過程的本質(zhì)性規(guī)律，還有很多研究工作亟待進(jìn)一步開展，其中空間實(shí)驗(yàn)就是人們關(guān)注的焦點(diǎn)之一。早在十多年前，歐空局(ESA)就支持開展了Al-Cu-Ag三元共晶合金空間凝固實(shí)驗(yàn)的地面預(yù)研，并采用MAXUS探空火箭進(jìn)行了微重力實(shí)驗(yàn)[30,31]。幾乎在同一時(shí)間，我國載人航天工程也開始支持Ag-Cu-Ge和Ag-Cu-Sb兩種三元共晶合金的空間凝固研究，并于2016年在天宮二號(hào)任務(wù)中進(jìn)行了空間實(shí)驗(yàn)。隨著地面模擬技術(shù)的不斷進(jìn)步和空間應(yīng)用工程的繼續(xù)推進(jìn)，相信人們對(duì)三元共晶凝固規(guī)律的研究和認(rèn)識(shí)一定會(huì)更加深入和系統(tǒng)。

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Solidification of Ternary Eutectic Alloys under Simulated Space Conditions

XIE Wenjun, WEI Bingbo

(Department of Applied Physics, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China)

The solidification of ternary eutectic alloys involves competitive nucleation and cooperative growth of three solid phases in the same mother liquid phase, which generates plenty of microstructural morphologies. This is of importance for the methodological exploration of in situ composite material preparation as well as theoretical study of pattern formation phenomena. The microgravity effect and containerless state in space environment eliminate the convection and buoyancy induced by gravity, and avoid the heterogeneous nucleation originated from container walls, providing an ideal experimental condition for rapid solidification of metastable melts. Because of the extremely rare opportunity for space experiment, various ground based approaches (e.g. free fall, levitation, parabolic flight, and sounding rocket) are developed to achieve the microgravity and containerless effects to a certain degree. This paper reviews the recent progress of ternary eutectic solidification researches that are performed with ground simulation methods such as glass fluxing, drop tube, and acoustic levitation. The prospective developing trends are also discussed.

ternary eutectics; simulated space conditions; microgravity; containerless state; undercooling; solidification

2017-05-24

國家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51371148)；中國載人空間站工程項(xiàng)目(TGJZ800-2-RW024)

解文軍，男，1974年生，教授， Email: wjxie@nwpu.edu.cn

10.7502/j.issn.1674-3962.2017.12.01

V524

A

1674-3962(2017)12-0873-07

(編輯 吳 琛)