枝晶是合金凝固组织中最基本的形态, 因其在凝固时生长各向异性备受关注^[1-3], 这是由于枝晶生长的各向异性对合金的物理、化学等性能产生着重要的影响^[4-6]. Du等^[7]采用半连续铸造技术成功制备Mg-4.50Zn-1.13Ca合金铸锭, 发现合金底部的机械性能及挤压屈服强度的提高是由于底部枝晶规则生长形成的基底强织构存在所致, 枝晶取向对其合金性能的影响尤为重要. 而定向凝固技术采用强制手段, 在凝固金属和未凝固熔体中建立特定方向的温度梯度, 可以获得具有特定取向的枝晶, 能够较好地控制凝固组织生长, 因此常被用作研究枝晶择优取向的技术手段. Matsunawa等^[8]对定向凝固下Al-2%Cu的研究中发现, Al相枝晶沿着与热流方向最大偏向角15°的方向生长, 其生长方向与<100>方向呈一定偏离, 在定向凝固技术下Al枝晶的生长得到了很好的控制.

在对枝晶取向影响因素的研究中发现, 合金择优取向的改变主要受凝固工艺参数的影响. Asta等^[9]在对定向凝固Al-Zn合金的研究中发现, 随着定向凝固速率的增加, Al-Zn合金中α-Al枝晶生长方向从[100]转变为[110]. Zhu 和Ren^[10]研究了强磁场对定向凝固Al-Cu合金中Al₂Cu相枝晶取向的影响, 发现在无强磁场条件下, Al₂Cu相生长方向为(211)晶面的法线方向; 而当在强磁场条件下, 其生长方向转变为[310]. Yilmaz和Elliott^[11]研究了不同的凝固速度下Al-Cu合金中Al₂Cu相的生长行为, 发现在速度较小时, Al₂Cu相表现出小平面的生长方式, 当速度较大时, 则以非小平面方式进行生长. 以上研究结果表明, 定向凝固工艺参数能够对枝晶生长方向的改变产生影响, 但是仅是对枝晶的生长方向在不同工艺条件下相互转变的研究, 而对在同一工艺过程中枝晶的生长方向是否有调整变化等问题并未涉及. 本课题组前期研究工作^[12]发现, 在定向凝固实验中突然强制改变抽拉速率可以造成初生Al₂Cu相枝晶组织形态发生变化, 由小平面相向非小平面相转变, 分析表明这种组织形态的变化是由于凝固速率跃迁引起固液界面前沿液相中的溶质扩散不足, 而发生溶质富集导致凝固界面温度升高, 从而引起Jackson因子变小, 造成初生Al₂Cu相枝晶生长特性发生改变. 然而, 对于在突变实验条件下Al₂Cu相枝晶生长方向是否随着工艺条件的改变而发生变化等问题并没有进行深入的研究.

本工作对定向凝固条件下Al-40%Cu过共晶合金中金属间化合物Al₂Cu相在定向凝固恒定速率10 μm/s和恒速10 μm/s强制跃迁减速到2 μm/s过程中的组织变化进行研究, 并采用背散射电子衍射(EBSD)技术对在2种不同实验条件下Al₂Cu相枝晶的生长方向进行测试, 旨在探讨随着定向凝固工艺参数改变金属间化合物Al₂Cu相枝晶生长方向的变化规律及转变机制.

1 实验方法

实验采用纯度分别为99.99%Al和99.95%Cu (质量分数)为原料熔配Al-40%Cu (质量分数)合金, 线切割成直径4 mm, 长150 mm的试样. 采用温度梯度为250 K/cm^[13]的Bridgman高温度梯度定向凝固装置进行定向凝固实验. 实验中试样加热到700 ℃, 保温20 min, 然后分别以定向凝固恒定速率10 μm/s进行抽拉100 mm和定向凝固速率10 μm/s抽拉40 mm然后跃迁减速到2 μm/s抽拉40 mm, 得到实验样品.

将定向凝固样品沿着横、纵截面切割, 对样品进行相应的磨抛处理, 用46 mL H₂O+3 mL HNO₃+1 mL HF腐蚀液处理样品, 采用Lecia DM4000M金相显微镜(OM)和JSM-6390A型扫描电子显微镜(SEM)进行横、纵面组织观测, 采用JAX-8100型电子探针显微分析仪(EMPA)对实验样品的合金成分进行测定, 实验样品经过切割、镶嵌、研磨、机械抛光, 用体积比为1∶9的高氯酸和2-丁氧基乙醇电解液进行电解抛光后采用SUPRA 55型扫描电镜上附带的电子背散射衍射装置(EBSD)进行取向测试, 随后采用Channel 5软件进行相取向分析.

2 结果及分析

2.1 恒速10 μm/s的组织形态

从Al-Cu合金相图^[14]中可知Al-40%Cu合金为过共晶合金, 凝固时存在2个相: 初生q-Al₂Cu相和共晶(Al/Al₂Cu)相. 图1为定向凝固Al-40%Cu合金的纵截面组织, 其中图1a和b中暗黑色部分为初生相q-Al₂Cu相, 其在恒速10 μm/s下呈现规则V字型形貌, 边缘表现出明显的棱面界面, 具有小平面相特性, 周围其余部分为Al/Al₂Cu共晶组织, 如图1a所示, 这与前期研究结果^[12,13,15]一致. 由于在定向凝固条件下合金的散热方向受到严格的控制, 所以Al₂Cu相枝晶沿与抽拉方向即热流方向呈现一定夹角的方向整齐地排列. 随着凝固距离的增加, 在抽拉距离70 mm附近处, Al₂Cu相枝晶由规则的小平面V字型形貌变成边缘圆滑的复杂枝晶形貌, 边缘没有明显的棱面界面, 具有非小平面相特性, 且Al₂Cu相枝晶体积分数明显减少, 枝晶尺寸也明显减小, 如图1b所示; 与图1a不同, 此处Al₂Cu相枝晶的生长方向与热流方向具有较大的夹角. 随着凝固距离继续增大, 复杂形貌的Al₂Cu相枝晶体积分数进一步减少, 在抽拉距离80 mm附近枝晶最终消失, 形成全共晶层片组织, 如图1c所示.

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图1   定向凝固速率为10 μm/s时Al-40%Cu合金的纵截面组织

Fig.1   Directionally solidified microstructures of Al-40%Cu hypereutectic alloy in longitudinal sections with solidification rate of 10 μm/s (a) V-shaped morphology at the solidified distance of 35 mm (b) non-faceted dendrite at the solidified distance of 70 mm (c) eutectic at the solidified distance of 80 mm

在垂直下拉的Bridgeman定向凝固工艺中, 合金中元素的比重不同, 会造成比重较重的元素沉积在试样的下部, 比重较轻的元素会分布在试样的中上部, 导致试样不同位置处的液态金属密度不同, 形成熔体中的溶质对流. 本工作中的Al-40%Cu合金系属于过共晶成分, 合金中Cu的比重较大, 大量的Cu溶剂由于密度大向试样底部流动, 而Al作为溶质在凝固过程中不断被排出在固/液界面前沿区, 随着凝固的进行, 合金固液界面处的成分发生变化. 图2是Al-40%Cu合金在定向凝固速率10 µm/s下不同凝固位置处的EMPA成分测试结果及Scheil方程计算结果, 其中图中纵坐标表示为不同凝固分数处所对应的Cu的成分分布. 从实验结果中可以看出, 合金中的Cu成分随着凝固分数的增加呈减小的趋势, 当凝固分数在80%时(凝固距离为80 mm附近), 合金中的Cu成分接近为共晶成分, 在凝固组织中表现为全共晶层片组织, 如图1c所示. 本工作采用Scheil方程^[16]计算不同凝固分数处的Cu的成分分布, 如图2中实线所示, Scheil方程计算获得的结果与实验中实测成分数据吻合的较好, 说明本实验过程中存在着一定程度的热溶质对流, 从而造成在实验中不同凝固分数处试样中的Cu成分分布不同, 最终导致试样的不同部位处呈现不同的凝固组织形貌, 如图1中所示.

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图2   定向凝固速率为10 μm/s时Al-40%Cu合金中Cu成分随凝固分数的变化

Fig.2   Variation of mass fraction of Cu with solidification fractions at 10 μm/s in Al-40%Cu hypereutectic alloy

2.2 恒速10 μm/s跃迁减速到2 μm/s的组织形态

图3为Al-40%Cu合金在定向凝固速率从10 μm/s跃迁减速到2 μm/s过程中不同凝固距离处的纵截面组织. 在跃迁减速前10 μm/s的阶段内, Al₂Cu相枝晶呈现规则V字型形貌, 具有小平面相特性, 排列方向与热流方向存在一定夹角, 如图3a所示, 组织形貌和特征与图1a中恒速10 μm/s实验中结果类似. 当凝固速率突然跃迁减速到2 μm/s时, 在变速界面后2 mm, 即抽拉距离为42 mm附近, Al₂Cu相枝晶含量(体积分数)明显增多, 由规则V字型形貌变成长的粗大板条状形貌, 边缘变成圆滑的胞状界面, 没有明显的棱面特征, 且Al₂Cu相枝晶平行于热流方向生长, 如图3b所示, 实验结果与全琼蕊等^[12]得到的结果类似. 随着凝固距离继续增大, 长板条状的Al₂Cu相枝晶在后续生长中逐渐细化后变成细长条状形貌, 其含量有所减少, 并随着凝固距离的增大急剧减少, 在凝固距离50 mm附近处Al₂Cu相枝晶消失, 凝固组织转变为全共晶层片组织(图3c).

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图3   Al-40%Cu合金在定向凝固速率从10 μm/s跃迁减速到2 μm/s时的纵截面组织

Fig.3   Directionally solidified microstructures of Al-40%Cu hypereutectic alloy in longitudinal sections after abrupt change in growth rate from 10 to 2 μm/s(a) V-shaped morphology at the solidified distance of 35 mm (b) non-faceted dendrite at the solidified distance of 42 mm (c) eutectic at the solidified distance of 50 mm

在跃迁减速到2 μm/s后, 初生Al₂Cu相枝晶并没有立即消失, 而经历了随着凝固距离增大, 其含量(体积分数)先明显增多, 而后又逐渐减少直至最终为零的过程, 这种枝晶体积分数先增加后减少主要是受晶界面上溶质分凝的影响. 采用下式对跃迁减速后共晶界面前沿的Cu溶质质量分数变化进行计算^[17]:

式中, $\Delta C_{max}$为共晶界面前沿Cu元素质量分数的变化值, $C_0$为合金原始成分, $C_E$为合金共晶成分, $\Delta V$为跃迁过程中凝固速率的跃迁变化值, $V$为凝固速率. 将合金中各个参数代入式(1), 可计算出Cu的质量分数变化 $\Delta C_{max}$=16.38%, 因此在跃迁变速后合金界面前沿的Cu的溶质成分达到 $C_E+\Delta C_{max}$=49.58%. 在跃迁减速后, Al-40%Cu合金中液相成分中的Cu含量明显增加, 合金成分靠近单相的Al₂Cu生长区的成分, 即合金中Al₂Cu相枝晶占绝大部分的体积分数, 这与恒速10 μm/s下合金成分随着凝固距离的增加呈持续减小的趋势相反. 随着凝固距离增大, 合金成分又逐渐减小, 靠近合金的原始成分, 并且在减速后的2 μm/s稳态阶段内合金液相区的成分逐渐变成共晶成分, 从而最终形成全共晶层片组织.

在2种不同实验条件下, 由于试样在不同凝固距离处的界面前沿溶质分布不同, 造成样品在不同凝固距离处呈现不同的凝固组织形貌, 且表现出不同的生长特征, 例如棱面与非棱面生长特性的相互转变, 而在转变过程中枝晶的生长方向是否变化, 且其变化机制等问题并不是很清楚, 因此本工作采用EBSD技术对2种不同工艺中的Al₂Cu相枝晶在不同凝固距离处的生长方向进行观察, 并对其生长方向的变化机制进行探讨.

2.3 横截面组织取向分析

首先采用EBSD对横截面样品中Al₂Cu相的取向进行测试, 图4为Al-40%Cu合金在定向凝固恒定速率10 μm/s的横截面组织及EBSD测试的{100}极图和反极图. Al₂Cu相在横截面组织中呈现棱面的L形貌, 具有小平面相特性, 初生相周围为规则共晶组织, 如图4a所示. 对Al₂Cu相枝晶做选区EBSD测试, 得到图4a中白色线框内的Al₂Cu相的IPF (inverse pole figure)取向分布图, 图中Al₂Cu相枝晶的IPF颜色衬度几乎没有变化, 说明Al₂Cu相枝晶的生长方向比较集中. 图4b为Al相和Al₂Cu相分别对应的标准反极图, 通过对EBSD测试数据进行处理可得到图4c中的{100}极图, 图中Al₂Cu相{100}面的3个极点分别位于极图的圆心和圆周附近, 分布较为整齐, 表明垂直于图4a中横截面组织的方向为Al₂Cu相枝晶的[001]方向, 其平行于定向凝固热流方向, Al₂Cu相枝晶沿着热流方向生长, 实验结果表明实验工艺技术对枝晶的生长有重要的影响, 与Li等^[18,19]和Sun等^[20]等研究强磁场定向凝固工艺中枝晶生长最终受磁场因素主导的结论吻合. 图4d为Al₂Cu相枝晶实测反极图, 其取向主要集中在[001]方向, 可知Al₂Cu相枝晶在纵向的生长方向为[001]方向. 与Matsunawa等^[8]的结果不同, 本工作中的Al₂Cu相枝晶的生长方向与热流方向近乎平行, 并没有存在15°以上的偏离角, 可知在本工作中定向凝固技术较好地控制了Al₂Cu相枝晶的生长.

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图4   恒定定向凝固速率10 μm/s时Al-40%Cu合金的横截面组织和极图

Fig.4   Directionally solidified microstructures of Al-40%Cu hypereutectic alloy in transverse sections at growth rate of 10 μm/s (a), the standard inverse pole figure of Al and Al₂Cu phase (b), {100} pole figure (c) and inverse pole figure (d)

2.4 恒速10 μm/s 时取向变化分析

图5a为Al-40%Cu合金在凝固速率恒定10 μm/s下不同凝固距离处纵截面组织示意图, 图5b和c分别为图5a中不同凝固距离处的V字型和复杂形貌的Al₂Cu相枝晶所对应的EBSD实测反极图. 由图5b可知, V字型形貌的Al₂Cu相的反极图取向特征主要集中在 [110]方向, 在[001]方向附近存在比较弱的取向特征, 表明其生长方向为单一的[110]方向. 随着凝固距离的增大, Al₂Cu相形貌发生较大的变化, 由棱面特征变成非棱面特征, 这种组织形貌的变化在EBSD取向结果中得到验证, 如图5c中的反极图结果所示. 与图5b不同的是, Al₂Cu相枝晶由一个生长方向变成多个生长方向, 其生长方向从[110]方向偏移, 逐渐偏向于具有非小平面特征的(121)晶面的法线方向附近, 同时在[001]方向附近也有生长方向特征体现, 这与图1中出现的复杂形貌的Al₂Cu相枝晶组织形貌相对应.

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图5   恒定定向凝固速率10 μm/s时Al-40%Cu合金在不同凝固距离处的示意图和反极图

Fig.5   Inverse pole figures of directionally solidified Al-40%Cu hypereutectic alloy in longitudinal sections at 10 μm/s at various solidified distances(a) schematic of directionally solidified microstructure(b) inverse pole figure of V-shaped dendrite (c) inverse pole figure of complex morphology dendrite

造成上述初生Al₂Cu相枝晶生长方向转变的原因是, 由于Al-40%Cu合金成分随凝固距离的增大而减小, 并逐渐接近共晶点成分, 导致共晶相的界面生长温度高于Al₂Cu相枝晶的界面生长温度 ^[12], 造成凝固过程中共晶相领先于初生Al₂Cu相枝晶生长. 而共晶在生长过程中通过自身取向调整, 其中的2相具备特定位相关系: ${\left\{111\right\}}_{Al}//{\left\{121\right\}}_{A{l}_{2}Cu}$^[10,21], 这种位相关系可使得共晶中的Al₂Cu相与Al相存在最小的界面张力和最小的错配度, 使其体系自由能最低. 因此, 当初生Al₂Cu相逐渐消失并被共晶中的Al₂Cu相所替代时, 其生长方向也会转变为Al₂Cu相的(121)晶面的法线方向, 表现出非小平面特征. 另一方面, Hamar和Lemaignan等^[22]发现Al₂Cu相在不同的合金成分下具有不同的生长机理, 当合金成分在共晶点附近时, Al₂Cu相以非小平面特性生长. 具有非小平面特性的富Al相对Al₂Cu相的小平面特性造成抑制, 使得Al₂Cu相枝晶不再沿着[110]方向生长. 同时, 在定向凝固热流因素的影响下, Al₂Cu相枝晶在纵向将沿着热流方向生长.

2.5 跃迁减速10 μm/s 到2 μm/s 时的取向变化

图6a为Al-40%Cu合金在10 μm/s跃迁减速到2 μm/s过程中不同凝固距离纵截面组织示意图, 图6b~d分别为图6a中不同凝固距离处不同形貌的初生Al₂Cu相所对应的EBSD实测反极图. 与图5b相同, 变速前10 μm/s阶段内, 棱面V字型形貌的初生Al₂Cu相的生长方向主要集中在[110]方向(图6b).

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图6   Al-40%Cu合金在定向凝固速率10 μm/s跃迁减速到2 μm/s下不同凝固距离处的示意图和反极图

Fig.6   Inverse pole figures of directionally solidified Al-40%Cu hypereutectic alloy in longitudinal sections after abrupt change in growth rates from 10 to 2 μm/s at various solidified distances(a) schematic of directionally solidified microstructure(b) inverse pole figure of V-shaped dendrite (c) inverse pole figure of big lath dendrite (d) inverse pole figure of thin lath dendrite

与图6b中反极图结果不同, 跃迁减速到2 μm/s阶段, 即在凝固距离40 mm附近, 变速后的Al₂Cu相枝晶的生长方向逐渐从[110]方向偏移, 具有向[001]方向逐渐靠近的趋势, 如图6c所示, 表明在跃迁变速后Al₂Cu相枝晶生长方向发生了改变, 在定向凝固低速阶段, 热流逐渐成为影响初生Al₂Cu相枝晶生长方向的主导因素, 这与傅恒志等^[23]提出的在速率相对较小的情况下, 热流对晶体的生长影响占据主导作用, 晶体的生长方向偏向热流的结论相吻合. 随着凝固距离进一步增大, 即在凝固距离50 mm附近, 初生Al₂Cu相枝晶的生长方向逐渐转变为[001]方向, 如图6d所示, Al₂Cu相枝晶沿着平行于热流的方向生长, 在图3c的凝固组织中表现为枝晶的排列方向与抽拉方向近似平行.

在定向凝固恒速和跃迁减速2种条件下, Al₂Cu相枝晶生长环境的改变, 引起了合金固液界面前沿的液相成分的改变, 促使两相竞争生长从而导致枝晶的组织形貌和生长方向发生转变. 然而不同的是, 恒速下Al₂Cu相枝晶组织形貌和取向变化是由于其自身调整所致, 而跃迁减速条件下Al₂Cu相枝晶组织形貌和取向变化是由于低速下定向凝固热流强制改变了其生长方向所致, 定向凝固工艺参数是决定枝晶生长方向的主导因素.

2.6 跃迁减速下组织形貌与晶体生长的关系

在凝固过程中材料往往会在各向异性的力场、电场、磁场、温度梯度场、物流场等外加物理条件下及表面能、晶界能和其他材料组织结构内在因素的作用下形成特定取向, 并按照规律发生演变形成特定的组织形貌, 当上述内、外在条件发生改变时, 材料的凝固组织及特性会随之改变. 图7a为石墨体生长形貌演变示意图, 作为六方晶系的石墨体的 $(10{\displaystyle \overline{1}}0)$晶面具有较高的原子密度, 在自由生长条件下, 其在 $[10{\displaystyle \overline{1}}0]$方向的生长速率 $V_{\left[10{\displaystyle \bar{1}}0\right]}$最大, 因此, 石墨体将沿着 $[10{\displaystyle \overline{1}}0]$方向侧向优先生长, 最终形成石墨片层组织形貌^[24]. 而与自由生长条件下石墨片层形成的机制不同, 在c轴方向存在外界动力学驱动力的非平衡条件下, 石墨体的生长环境发生改变, 其择优生长方向随之发生改变, 在 $[10{\displaystyle \overline{1}}0]$方向的侧向生长优势被抑制, 石墨体在动力学驱动下沿着c轴方向的生长成为优势, 最终其将沿着[0001]方向生长形成没有侧枝的石墨棒, 这种组织形态和取向变化主要是受由动力学驱动力的影响.

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图7   不同的生长条件下组织形貌形成的示意图

Fig.7   Schematic drawings of morphology forming in the changing growth velocity of graphite (a), Al₂Cu phase with faceted characteristics (b) and Al₂Cu phase with non-faceted characteristics (c) (V[0001] and V[101¯0] indicate the growth rates along the [0001] and [101¯0] directions of graphite, respectively; V[001], V[110], V[112], V[211], V[202], V[310], V[1¯10] and V[11¯0] indicate the growth rates along the normal directions of (001), (110), (112), (211), (202), (310), (1¯10) and (11¯0) planes of Al₂Cu phase, respectively.)

Al₂Cu相属于四方晶系, 以往研究结果表明其快速生长的晶体学方向是[110]方向^[25,26], 如图7b所示, 即在自由凝固条件下, Al₂Cu相在[110]方向的生长速率V_[110]最大, 其沿着[110]方向的侧向生长为主要生长方式. 然而, 在恒速定向凝固条件下, 热流因素成为影响晶体生长的主导因素^[23], 与上述石墨棒形成机制类似, 定向凝固热流在c轴方向的动力学驱动力使得Al₂Cu相枝晶沿着热流方向的生长速度加快, 即在[001]方向的生长速率V_[001]最大, 其在沿着热流方向的纵向生长成为主要生长方式, 而沿着[110]方向的侧向生长变缓, 最终形成棱面的长方体形貌(图7b).

而本工作中通过定向凝固跃迁减速后, Al₂Cu相枝晶在跃迁界面附近形成边缘圆滑的长板条状形貌(图3b), 而非上述的长方体形貌, 这主要是由于Al₂Cu相枝晶在跃迁减速后其侧向的生长方向发生变化所导致. 根据Gibbs-Curie-Wulf法则^[24], 晶体的生长方向与晶面的表面能有关系, 晶体沿着表面能越大的晶面的法线方向优先生长, 且表面能随着温度、压强、成分等因素的变化而变化. Hamar和Lemaignan等^[22]通过计算给出了Al₂Cu相不同晶面的表面能, 由此可知Al₂Cu相各个晶面的表面能大小极为接近, 其优先生长方向可沿着多个晶面的法线方向发生转变^[21]. 因此, 当合金中的液相成分发生变化时, Al₂Cu相各个晶面的表面能随之发生改变, 导致Al₂Cu相枝晶并非只沿着[110]方向侧向优先生长, 而沿着表面能极为接近的多个晶面的法线方向生长(图7c), 最后形成圆滑的侧面. 此外, 由于跃迁减速后合金中液相成分的突然改变, 在Al₂Cu相的界面附近形成溶质富集区, 局部位置处溶质分布不均, 可能造成枝晶界面失稳而形成胞状界面, 最终也可以形成圆滑的胞状侧面. Al₂Cu相枝晶沿着多个生长方向侧向生长的同时, 其也将沿着定向热流方向(纵向)快速生长, 而Al₂Cu相枝晶在热流方向的生长机制与图7b中的长方体枝晶形貌的形成机制类似. 在跃迁变速后, 热流因素成为影响Al₂Cu相枝晶生长的主导因素, 在定向凝固热流的动力学驱动下Al₂Cu相沿着[001]方向择优生长, 形成长条状形貌, 最终在动力学驱动力和表面能因素共同作用下, Al₂Cu相枝晶形成边缘圆滑的长的板条状形貌. 由上述分析可见, 在跃迁减速工艺下, 定向凝固工艺条件的改变是导致Al₂Cu相枝晶取向及组织形貌变化的主要原因.

3 结论

(1) 当定向凝固恒定速率为10 μm/s时, 随着凝固距离的增大, Al-40%Cu合金的固液界面前沿溶质逐渐减少, 初生Al₂Cu相枝晶由规则棱面V字型形貌变为非棱面复杂形貌, 在抽拉距离80 mm附近消失.

(2) 定向凝固速率从10 μm/s跃迁减速到2 μm/s时, 在变速界面后合金成分先增大后减少, 初生Al₂Cu相枝晶由规则棱面V字型形貌变为非棱面形貌, 其体积分数先增大随后减小.

(3) Al₂Cu相的[001]方向平行于定向凝固热流方向, 初生Al₂Cu相枝晶沿着热流方向生长; 在恒速10 μm/s下Al₂Cu相枝晶的生长方向由[110]方向转变为(121)晶面的法线方向; 而定向凝固速率从10 μm/s跃迁减速到2 μm/s时, 初生Al₂Cu相生长方向由变速前[110]方向转变为热流方向[001].

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