2000多年前人們就開始使用黃銅、青銅等包晶合金[1,2]，如今包晶合金已經(jīng)在工業(yè)上得到了廣泛的應(yīng)用 這些包晶合金包括Sn-Sb軸承合金[3]、Fe-Cr-Ni不銹鋼結(jié)構(gòu)材料[4]、YBCO高溫超導(dǎo)材料[5]、玻璃成型合金[6]、Nd-Fe-B稀土永磁材料[7]、Tb-Dy-Fe超磁致伸縮材料[8]等 包晶合金凝固過程中的固-液包晶反應(yīng)是一種重要的相變過程 研究包晶合金的凝固過程，對(duì)于揭示包晶反應(yīng)的機(jī)理和提高包晶合金的性能至關(guān)重要 包晶反應(yīng)是初生固相與液相反應(yīng)生成另一個(gè)固相的過程 由于包晶反應(yīng)過程通過較慢的固相擴(kuò)散進(jìn)行而難以反應(yīng)完全，在凝固后的組織中總是存在未反應(yīng)完全的初生相 而直接從液相中析出的初生相，其形態(tài)和分布對(duì)凝固后的組織和性能有重要的影響 合金的凝固包括晶體的形核和長大，其中晶體的長大通過固液界面的推移進(jìn)行[9] 在常規(guī)凝固過程中，重力的影響難以避免 重力引發(fā)浮力對(duì)流、沉降和分層等現(xiàn)象，影響固液界面的穩(wěn)定性，進(jìn)而使合金凝固后的組織發(fā)生明顯的變化[10] 而微重力環(huán)境下重力驅(qū)動(dòng)的浮力對(duì)流、沉浮運(yùn)動(dòng)等被顯著抑制，合金在近乎純擴(kuò)散控制的條件下凝固 這為揭示本征條件下的包晶凝固，以及實(shí)現(xiàn)初生相和合金元素的均勻分布提供了條件[11~13]

Sn-20% Ni合金是一種典型的包晶合金，有制備工藝簡單、固-液兩相區(qū)溫度范圍較寬、包晶存在的范圍較寬、沒有固態(tài)相變等優(yōu)點(diǎn)[14~17] 落管是地面開展微重力實(shí)驗(yàn)的重要手段，可用來研究合金在微重力作用下的凝固行為 鑒于此，本文使用高度為50 m的落管研究Sn-20% Ni包晶合金在重力和微重力條件下的凝固行為，分析重力對(duì)其凝固過程的影響及其機(jī)理

1 實(shí)驗(yàn)方法

將純Ni(99.999%)和純Sn(99.999%)按照20%的質(zhì)量比配料，在1 kg中頻真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉Sn-20% Ni包晶合金并澆鑄成錠 用線切割將鑄錠切成直徑為6 mm、長度為20 mm的圓柱形試樣

使用中國科學(xué)院金屬研究所50 m高的真空落管進(jìn)行微重力凝固實(shí)驗(yàn)，落管的真空度為10-4 Pa，微重力水平約為1×10-5 g0，實(shí)驗(yàn)時(shí)間為3.2 s

實(shí)驗(yàn)前，將試樣做好標(biāo)記后依次放入內(nèi)徑為6 mm、高度35 mm、壁厚1 mm的剛玉坩堝內(nèi)，隨后將坩堝放入落管頂部的承載裝置中并調(diào)整高度使樣品位于加熱線圈中的合適位置 調(diào)整完畢后關(guān)閉實(shí)驗(yàn)艙門，開啟真空裝置抽真空 當(dāng)落管內(nèi)的真空度達(dá)到10-3 Pa數(shù)量級(jí)時(shí)使用感應(yīng)加熱裝置對(duì)坩堝上半段進(jìn)行加熱，使用紅外測(cè)溫儀測(cè)量樣品頂部的溫度 當(dāng)樣品的上半段完全熔化并達(dá)到指定溫度時(shí)關(guān)閉加熱電源停止加熱，同時(shí)釋放坩堝使其自由下落，樣品在微重力條件下進(jìn)行凝固，3.2 s后落入落管底部盛有硅油的容器內(nèi) 這一類在微重力條件下凝固的樣品稱為μg樣品 作為對(duì)比，在重力條件下將樣品加熱至同樣溫度，靜置3.2 s后釋放使其落入下方約5 cm處盛有硅油的容器內(nèi)進(jìn)行收集 這一類在重力作用下凝固的樣品稱為1g樣品

Sn-20% Ni包晶合金的熔點(diǎn)接近1300 K且其固液兩相區(qū)溫度范圍較寬[18]，經(jīng)過多次預(yù)備實(shí)驗(yàn)后最終確定其加熱參數(shù)，如表1所示

Table 1

表1

表1Sn-20% Ni合金的微重力與重力凝固實(shí)驗(yàn)參數(shù)

Table 1Experimental parameters of Sn-20% Ni alloy

Sample	Heating time/s	Heating power/kW	Heating length/mm	Infrared emittance/%	Cooling condition
μg	24	0.3	10	5	Drop + rapid quenching
1g	24	0.3	10	5	Sustained for 3.2 s + rapid quenching

將凝固樣品沿中軸線切開并用環(huán)氧樹脂鑲嵌，然后將其磨樣、拋光和腐蝕，用金相顯微鏡(OM)觀察其組織 實(shí)驗(yàn)用腐蝕液為HCl(2 mL)+FeCl3(10 g)+H2O(98 mL) 使用圖像處理軟件Photoshop和IPP(Image Pro Plus)對(duì)所得金相照片進(jìn)行分析并統(tǒng)計(jì)各相的含量；使用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察樣品的微觀結(jié)構(gòu)；用能譜(EDS)分析合金沿軸向和徑向的成分分布；用X射線衍射(XRD)儀對(duì)樣品進(jìn)行物相鑒定和分析

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 Sn-20% Ni包晶合金的鑄態(tài)組織

圖1給出了鎳-錫二元合金的平衡相圖[19] 可以看出，溫度降至1067.6 K時(shí)發(fā)生的包晶反應(yīng)為L+Ni3Sn2→Ni3Sn4

圖1



圖1Ni-Sn二元合金的平衡相圖

Fig.1Equilibrium phase diagram of Ni-Sn alloy

在平衡凝固條件下，Sn-20% Ni合金先在1293 K析出初晶相Ni3Sn2，然后在1067.6 K發(fā)生包晶反應(yīng)，初晶相Ni3Sn2與液相反應(yīng)生成包晶相Ni3Sn4 溫度降低到504.3 K時(shí)剩余的液相經(jīng)共晶反應(yīng)生成包晶相Ni3Sn4和Sn固溶體 最終生成的Sn-20% Ni合金在室溫下的平衡組織為包晶相Ni3Sn4和Sn固溶體 但是，由于非平衡凝固條件下包晶反應(yīng)的不完全性，Sn-20% Ni合金的室溫組織會(huì)含有初晶相Ni3Sn2

圖2給出了Sn-20% Ni合金的鑄態(tài)凝固組織，其中襯度較亮的島狀組織為初生相與包晶相的復(fù)相組織，島狀組織中心襯度稍暗的是未反應(yīng)完全的初生相，邊緣襯度稍亮的為包晶相；島狀組織之間襯度較暗的為終凝的靠近Sn一側(cè)的退化共晶組織

圖2



圖2Sn-20% Ni合金的鑄態(tài)凝固組織

Fig.2As-cast solidification structure of the Sn-20% Ni alloy

2.2 合金的溫度-時(shí)間曲線

圖3給出了Sn-20% Ni合金的重力和微重力樣品的溫度-時(shí)間曲線 由于紅外測(cè)溫軟件測(cè)不到800 K以下的溫度變化，圖中的縱坐標(biāo)從800 K開始 可以看出，微重力樣品與重力樣品升溫段的溫度曲線輪廓基本相同，表明重力樣品與微重力樣品所處的加熱環(huán)境相同 在開始加熱的7 s內(nèi)樣品的溫度上升很快，在第7 s時(shí)重力和微重力樣品的溫度都達(dá)到了1000 K，其平均加熱速度約為100 K/s 加熱大約7.5 s時(shí)樣品的溫度達(dá)到1070 K，溫度曲線的斜率變緩，溫度的上升速率降低 結(jié)合相圖可知，1070 K為合金的包晶轉(zhuǎn)變溫度 加熱到大約第15 s，樣品的溫度達(dá)到1290 K，加熱曲線出現(xiàn)平臺(tái)，平臺(tái)溫度對(duì)應(yīng)樣品的液相線溫度 加熱到第23 s時(shí)樣品完全熔化，溫度進(jìn)一步升高到第24 s停止加熱，溫度開始降低

圖3



圖3Sn-20% Ni合金重力與微重力樣品的溫度-時(shí)間曲線

Fig.3Temperature-time curves of the Sn-20% Ni alloy samples

樣品完全熔化后微重力樣品被釋放下落，此后紅外測(cè)溫?zé)o法收集冷卻過程的溫度變化 從重力樣品的溫度曲線可以看出，停止加熱后樣品冷卻得很快，在不到2 s的時(shí)間內(nèi)樣品的溫度已經(jīng)降低到800 K以下 根據(jù)相圖，此時(shí)初生相已完成析出并開始了包晶反應(yīng) 在溫度降至504.3 K以下，發(fā)生共晶反應(yīng)并完全凝固 由于在3.2 s內(nèi)樣品頂部溫度未降至完全凝固溫度之下，樣品頂部應(yīng)尚有部分熔體未完成凝固

在整個(gè)落管實(shí)驗(yàn)中，微重力樣品與重力樣品均處于真空環(huán)境中，其散熱方式均為輻射傳熱 從合金的溫度變化曲線可以看出，在重力條件下和微重力條件下凝固的樣品在加熱過程中其溫度變化過程基本相同，多次重復(fù)測(cè)量表明其重復(fù)性很高 由此可以推斷，在微重力條件下凝固的樣品與重力條件下靜置3.2 s后凝固的樣品其凝固初始條件及凝固環(huán)境相同，表明重力因素是實(shí)驗(yàn)過程中的唯一變量

2.3 合金樣品凝固后的組織

圖4給出了重力樣品和微重力樣品的縱截面宏觀組織，圖中深色虛線處為樣品的重熔界面 可以看出，重力樣品比微重力樣品的凝固長度稍長且頂部形狀是較為規(guī)則的拱形，而微重力樣品頂部的形態(tài)不規(guī)則 其原因是，樣品在落入硅油時(shí)頂部尚有部分熔體未完全凝固，落入硅油時(shí)發(fā)生了快淬 重力樣品落入硅油時(shí)速度較低，沖擊力較小，使頂部的部分熔體得以保存在樣品中而快速凝固形成拱形頂面；而微重力樣品落入硅油時(shí)速度很高，沖擊力大，頂部未凝固的部分液相在較大的沖擊力下被甩出而形成了不規(guī)則頂面 在落管底部的硅油中發(fā)現(xiàn)一部分球狀物，即是微重力樣品甩出的熔體快淬形成的[20]

圖4



圖4Sn-20% Ni合金重力和微重力樣品的縱截面宏觀組織

Fig.4Longitudinal section microstructure of 1g (a) and μg (b) samples of the Sn-20% Ni alloy

測(cè)量從熔化界面到樣品頂部的距離L，發(fā)現(xiàn)微重力樣品的距離Lμg為9.77 mm，而重力樣品的距離L1g為10.33 mm 兩種樣品的凝固長度大致相同，據(jù)此可以推斷兩種樣品的平均凝固速度基本相同

圖5給出了圖4中方框內(nèi)組織的局部放大照片 可以看出，樣品的凝固大致分為兩個(gè)階段 在初期階段，兩種樣品的凝固組織均為細(xì)小等軸枝晶 隨著凝固的進(jìn)行，重力樣品的組織由較細(xì)的等軸枝晶向粗大的柱狀枝晶轉(zhuǎn)化；而微重力樣品組織的變化不明顯，仍為較細(xì)小的等軸枝晶 圖6給出了枝晶形態(tài)的細(xì)節(jié) 可以看出，在凝固初期重力樣品中的枝晶更加細(xì)小，而凝固后期一次枝晶和二次枝晶都很發(fā)達(dá)，呈柱狀生長形態(tài)，包晶相和終凝相的含量相對(duì)較高 而微重力樣品中的枝晶形態(tài)不太明顯，呈等軸狀生長形態(tài)，凝固初期與后期的形態(tài)變化不大，其包晶相和終凝相的含量相對(duì)較低

圖5



圖5Sn-20% Ni合金重力樣品和微重力樣品縱截面組織的高倍照片

Fig.5Close-up of the microstructure of longitudinal section of 1g (a) and μg (b) samples of the Sn-20% Ni alloy

圖6



圖6Sn-20% Ni合金樣品中心軸線處枝晶的形態(tài)

Fig.6Morphology of dendrites at the central axes of the Sn-20% Ni alloy samples (a) 1 mm away from the remelting interface in 1g sample, (b) 1 mm away from the remelting interface in μg sample, (c) 4 mm away from the remelting interface in 1g sample, (d) 4 mm away from the remelting interface in μg sample

此外，兩種樣品的初始凝固界面附近都出現(xiàn)一些氣孔，重力樣品中的氣孔數(shù)量較少、尺寸稍大；而微重力樣品中的氣孔數(shù)量略多，尺寸稍小 除了在初始凝固界面處出現(xiàn)均勻小氣孔外，微重力樣品的上端靠近最終凝固位置處也出現(xiàn)一些尺寸較大且形態(tài)不均的氣孔

樣品的X射線衍射譜如圖7所示 可以看出，凝固后的物相有初生相Ni3Sn2、包晶相Ni3Sn4和Sn固溶體，以及部分富Ni相Ni4Sn，其峰強(qiáng)相對(duì)較弱

圖7



圖7Sn-20% Ni合金樣品的XRD衍射譜

Fig.7X-ray diffraction patterns of the Sn-20% Ni alloy samples

使用IPP(Image Pro Plus)圖像處理軟件分析了樣品中軸位置附近的殘余初生相、包晶相及殘余液相所形成的終凝相含量，結(jié)果如圖8所示

圖8



圖8Sn-20% Ni合金樣品各相比例沿凝固方向的分布

Fig.8Distributions of phase percentages along solidification direction in the Sn-20% Ni alloy samples (a) residual primary phase and peritectic phase and (b) residual primary phase+peritectic phase and finally solidified phase

從圖8可以看出，隨著到重熔界面距離的增加，重力樣品的殘余初生相比例呈略有降低，包晶相的比例略有提高，而終凝相的比例基本上變化不大 而隨著到重熔界面距離的增加，微重力樣品中的殘余初生相和包晶相的含量均略有提高，分別提高了3.4%和5.6%，其終凝相的含量則降低了9% 另外，與微重力樣品相比，重力樣品的包晶相的含量高出10%~20%，而終凝相的含量在3 mm以上區(qū)域也比微重力樣品高出10%~15%

圖9給出了兩種樣品在不同重力條件下Ni元素沿中心軸向的分布 隨著到熔化界面距離的增加，在重力條件下凝固的樣品中Ni元素的含量大致先變化不大后略有降低，但是總體上波動(dòng)范圍較窄，成分仍與母相合金的成分接近；在微重力條件下凝固的樣品中Ni元素的含量則顯著提高，其成分逐漸與母相合金的成分偏離 測(cè)量了自熔化界面開始往上每隔1 mm間距處樣品中Ni元素的徑向分布，結(jié)果如圖10所示 可以看出，在0 mm~2 mm處(圖中虛線)微重力樣品和重力樣品中Ni含量的波動(dòng)范圍較小，其成分均與母相合金接近 微重力樣品中Ni含量的徑向分布沒有明顯的規(guī)律，而重力樣品則呈現(xiàn)心部較高的特征 在3~6 mm處(圖中實(shí)線)，微重力樣品中Ni含量徑向分布是中心高、中心兩側(cè)低的單峰雙谷形態(tài)，且隨著凝固距離的增加中心峰值逐漸顯著升高；而重力樣品中Ni的徑向分布則由先前中間略高的拱形分布逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橹虚g略低的洼形分布，但是整體上成分變化的范圍不大 還測(cè)定了樣品中7 mm及以上的徑向成分分布 結(jié)果表明，Ni元素沿徑向基本上均勻分布，均接近母相合金的原始成分，應(yīng)為在硅油中快淬形成的凝固組織 據(jù)此可推算出，樣品的平均凝固速度約為6 mm/3.2 s=1.875 mm/s

圖9



圖9Sn-20% Ni合金沿凝固方向與中心軸線不同距離處Ni元素含量的分布

Fig.9Ni content distribution along the solidification direction of Sn-20% Ni alloy

圖10



圖10Sn-20% Ni合金1g重力和μg微重力樣品距離熔化界面不同處徑向Ni元素含量的分布

Fig.10Radial distributions of Ni content at different distances away from the melting interface in 1g (a) and μg (b) samples of the Sn-20% Ni alloy

3 分析討論

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，Sn-20% Ni合金的凝固不是在未熔基體上外延生長，而是在液相中形核以枝晶的方式生長 其凝固過程可分為兩個(gè)階段：初期的快速凝固階段(大致距離重熔界面0~2 mm范圍)和后期較慢的凝固階段(大致距離重熔界面3~6 mm范圍) 在凝固的初期階段，熔體與未熔基體的溫度差和軸向溫度梯度都很大，冷卻速度高，熔體中溫度的過冷度較大，因此形核率較高 在兩種不同重力條件下熔體中都較快析出大量晶核并生成細(xì)小的等軸枝晶 在這一階段，由于凝固速度高于溶質(zhì)擴(kuò)散速度，溶質(zhì)來不及遠(yuǎn)程擴(kuò)散，重力與微重力樣品中的成分分布并沒有明顯的不同，都在合金的原始成分附近波動(dòng)(圖9、10) 同時(shí)，兩種樣品中的終凝相比例(圖8b)，或初生相+包晶相的比例也基本上相同，表明包晶反應(yīng)前兩樣品中原始初生相的含量大體相同 不同的是，重力樣品中的包晶相含量明顯地比微重力樣品的高，表明重力樣品中的包晶反應(yīng)程度更高 這表明，雖然溶質(zhì)來不及長程擴(kuò)散，但是在重力條件下近程溶質(zhì)交換顯然更有利于包晶反應(yīng)的進(jìn)行 由圖1可見，Sn-20% Ni合金的初生相和包晶相是富Ni的，因此在形核長大和包晶反應(yīng)過程中固相會(huì)吸收Ni而使周邊熔體中富Sn 由于Ni的密度高于Sn的密度，重力作用使較重的富Ni固相晶核下沉，而周邊密度較低的富Sn熔體向上流動(dòng) 在這兩種效應(yīng)的共同作用下晶核與周邊液相間的相對(duì)運(yùn)動(dòng)促進(jìn)了晶核界面前沿的溶質(zhì)再分配，使包晶反應(yīng)更容易進(jìn)行 這可能是重力條件下凝固組織中包晶相含量更高的原因 同時(shí)，固相大量形核并下沉堆積在固液界面使重力樣品中的枝晶長大空間受限，組織更為細(xì)小 相比之下，微重力樣品中由于不存在沉降作用和浮力對(duì)流，固相在較為靜止的熔體中依靠純擴(kuò)散進(jìn)行溶質(zhì)交換而形核、長大，進(jìn)行包晶反應(yīng)，使其包晶反應(yīng)程度更低，組織較為粗大[21]

隨著凝固的進(jìn)行，凝固潛熱的釋放和熱傳導(dǎo)使宏觀固液界面附近固相和液相的溫度升高和軸向溫度梯度降低，樣品的整體凝固進(jìn)入較慢的階段[22] 此時(shí)，隨著凝固速度的逐漸降低，熔體中的對(duì)流、溶質(zhì)擴(kuò)散以及坩堝壁和上端自由表面的散熱逐漸發(fā)揮作用，使凝固過程由初期的單純徑向熱流控制轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘀匾蛩毓餐刂频倪^程 但是在樣品中心軸附近，外部散熱影響較微弱，徑向熱流仍在凝固過程中發(fā)揮主導(dǎo)作用 在這一階段，微重力和重力樣品中的溶質(zhì)分布和組織特征開始分化：沿軸向中軸部位，隨著凝固的進(jìn)行，微重力樣品中的Ni含量顯著提高，而重力樣品中的Ni含量逐步略微降低；同時(shí)，微重力樣品中的終凝相比例逐漸降低，而重力樣品中的終凝相比例則保持在一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定的水平 另一方面，微重力和重力樣品沿徑向剛開始均出現(xiàn)溶質(zhì)中心偏聚的現(xiàn)象，但是兩者的偏聚程度、分布特征與演變規(guī)律不同 微重力樣品中的中心偏聚程度遠(yuǎn)比重力樣品的高 造成這種差異的原因應(yīng)該與熔體中的對(duì)流與沉降作用有關(guān)[12,18]

在微重力條件下沒有浮力對(duì)流與沉降作用，熔體凝固基本由擴(kuò)散控制 在總體凝固速度相對(duì)較低的情況下，溶質(zhì)有更長的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，特別是長程擴(kuò)散 這有利于初生相的長大和包晶反應(yīng)的進(jìn)行 在微重力樣品中軸附近區(qū)域，在遞減的軸向溫度梯度作用下宏觀凝固界面以遞減的速度向上推進(jìn)，使初生相和包晶相的比例都逐漸提高(圖8)，直至終凝區(qū)附近 由于初生相和包晶相都富含Ni元素，隨著初生相和包晶相比例的提高Ni含量也隨之提高(圖9) 也就是說，在微重力條件下Ni元素的軸向分布與凝固速度密切相關(guān) 除了樣品中心部位自下而上的凝固界面，由于器壁的散熱和非均質(zhì)形核，在樣品的上端還存在自外而內(nèi)的宏觀凝固界面，最終兩個(gè)界面相遇形成一個(gè)大致子彈頭形狀或近似錐形的終凝交界面 這一現(xiàn)象，在枝晶外延生長的情況下也觀察得到[10,23] 因?yàn)樵谥暗哪踢^程中消耗了大量的Ni和排出了大量的Sn，使此部位的Ni含量較低 這可能是Ni的徑向分布兩側(cè)出現(xiàn)貧Ni低谷的原因 因此，Ni成分的徑向分布與凝固次序有關(guān)，即先凝固處的Ni含量高，后凝固處的Ni含量低，終凝區(qū)的Ni含量最低 將圖10b中Ni成分谷值點(diǎn)連在一起可描繪出終凝交界面的輪廓，如圖4b中虛線所示 于是可以推測(cè)，在微重力條件下，若在恒定溫度梯度、凝固速度等凝固參數(shù)并消除徑向溫度梯度條件下定向凝固，除非在終凝區(qū)域，合金中不會(huì)發(fā)生溶質(zhì)偏析

在重力條件下，熔體中存在多個(gè)重力引發(fā)的效應(yīng) 首先，溫度場(chǎng)不均勻使熔體的密度不均勻，重力引起沿坩堝壁向下，在固液界面處轉(zhuǎn)向徑向向內(nèi)，在中心處再轉(zhuǎn)向軸向向上的循環(huán)渦流[22] 這種對(duì)流在液固相變發(fā)生前后的整個(gè)凝固過程中一直存在，但是隨著溫度梯度的降低而減弱 其次，發(fā)生液固相變使固液界面前沿熔體密度與熔體整體平均密度不同，從而引起浮力對(duì)流 最后，熔體中生成的固相其密度與熔體密度不同使固相上浮或下沉 對(duì)于Sn-20% Ni合金樣品，浮力對(duì)流使熱量和物質(zhì)傳輸加速，一方面使液相中的溫度過冷度、形核率和生長速度降低；另一方面使晶核前沿的成分過冷度提高，有利于晶核長大和包晶反應(yīng) 同時(shí)，由于晶核密度較大，重力大于周邊熔體產(chǎn)生的粘滯力時(shí)將發(fā)生沉降運(yùn)動(dòng)并堆積在自下而上推進(jìn)的宏觀固液界面處 在沉降過程中，晶核與周邊液相的溶質(zhì)交換有利于晶核長大和包晶反應(yīng) 此外，在重力條件下晶核容易長成枝晶臂發(fā)達(dá)的樹枝晶，使其與液相的接觸面積大幅增大，也有利于包晶反應(yīng)的進(jìn)行 上述多重效應(yīng)共同作用的結(jié)果是，隨著凝固的進(jìn)行熔體中的固相總量(殘余初生相加包晶相)沒有大的變化，而包晶相的含量卻逐漸提高 由于固相的含量變化不大，樣品中Ni含量的變化也不大，但是富Ni晶核下沉、富Sn熔體向上流動(dòng)以及包晶相Ni含量低于初生相Ni含量等因素，使Ni含量呈現(xiàn)下降的趨勢(shì) Ni元素早期沿徑向向樣品中心的偏聚則主要與渦形浮力對(duì)流有關(guān)[24~27] 而后期中心Ni含量較低，其原因可能是靠近終凝區(qū)域浮力對(duì)流減弱而使周邊熔體先凝固

重力除了影響初生相和包晶相的形成，還影響熔體中氣孔的形態(tài)和分布 在凝固的初期，無論是重力樣品還是微重力樣品，凝固速度較快使氣泡被宏觀固液界面截留在樣品內(nèi) 重力樣品熔體內(nèi)部的浮力對(duì)流使氣泡可能碰撞合并，是重力條件下氣泡數(shù)量較少和尺寸較大的原因 之后，隨著凝固速度的降低，重力樣品中氣泡在浮力作用下較為容易地從熔體逸出 而在微重力條件下，氣泡因缺少浮力的驅(qū)動(dòng)則在表面張力梯度的作用下隨著固液界面被推至終凝區(qū)域 在這一過程中氣泡發(fā)生碰撞合并，在最終凝固部位形成尺寸較大的氣孔[28]

4 結(jié)論

重力和微重力對(duì)Sn-20% Ni包晶合金凝固行為的影響不同 隨著凝固的進(jìn)行，在微重力作用下微觀組織中的殘余初生相和包晶相含量均逐漸提高；在重力作用下微觀組織中的殘余初生相含量逐漸降低而包晶相含量逐漸提高 重力作用下的殘余初生相含量和殘余初生相加包晶相的總量總是比微重力作用下的低，而包晶相含量則總是比微重力作用下的高 在兩種條件下，樣品中溶質(zhì)元素的分布與殘余初生相加包晶相的總量的分布趨勢(shì)基本相同 微重力環(huán)境有利于Sn-20% Ni合金初生相的形核和長大，而重力環(huán)境則促進(jìn)包晶反應(yīng)，其原因與重力產(chǎn)生浮力對(duì)流和晶核沉積有關(guān)

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<p>The influence of gravity on the solidification microstructure of Al&ndash;Al₃Ni eutectic alloy was investigated by using a 50-m-long drop tube. It was found that at different growth rates the average inter-rod spacing was always larger under microgravity (&mu;g) than those under normal gravity (1g). Moreover, with increasing growth rate, the spacing difference between 1g samples and &mu;g samples reduced progressively. Based on the experimental results and analysis, a physical model was proposed to describe the effect of gravity on the solidification process of eutectic alloy.</p>

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