高温金属间化合物的定向凝固特性

第３８卷

２００２年１１月

第１１期

¨２７

金属学歧

１１３２页

ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡ

ＳＩＮＩＣＡ

Ｎｏｖ

Ｖｏｌ３８２００２

Ｎｏ，ｌｌＰＰ１１２７

１１３２

高温金属间化合物的定向凝固特性

傅恒志

苏彦庆

郭景杰

徐达鸣

ｆ哈尔滨工业大学材料科学与工程学院，哈尔滨１５０００１）

摘要高温会属间化台物是?类重要的高温结构材料．其中Ｔｉ～Ａｌ及Ｎｉ—Ａｌ等｜午多合金系住凝固时都存在连续的包品反应

本丈就包晶台金凝同的梓性从多方面加“总结和分析凝固过程中的包晶相变对甜成相的生Ｋ与取向有不同的影响除此之外，定向凝固包晶反应过程中，相的竞争与选择及界面形惫的演化也将同时对金属问化合物的凝固组织产生重要的影响在考虑了界面温度对生长速辜的响应后，可“发现生Ｋ速度超过某一值后亚稳相将析出，面根据凝固条件不同可雌以１：同的凝固方式进行长大，形成如带状、浅胞状和枝／胞双相弗牛等形式的组织，其中共生组织更有利于提高材料的单向力学性能虽然定性的分析已获得某些

规律，但作为工程庀用的具有包晶反应特点的高温金属间化台物的定向凝固研究还极不充分，研究

需进行大量的，基础的理论与吏验

关键词

高温金属问化台物，包晶反应，定向凝固

中图法分类号ＴＧｌ３２．３２文献标识码Ａ文章编号０４１２１９６１（２００２）１ｌ

１１２７０６

ＴＨＥＳｏＬＩＤＩＦＩＣＡＴＩｏＮＢＥＨＡＶＩｏＲ０ＦＨＩＧＨ

ＴＥＭＰＥＲＡＴＵＲＥＩＮＴＥＲＭＥＴＡＬＬＩＣＳ

，矿Ｈｅｎｇｚｈｉ，ＳＵＹａｎｑｉｎｇ，ＧＵＯＪｉｎｇｊｉｅ，ＸＵＤａｒｎｉｎｇ

Ｓｃｈｏｏｌｏｆ

ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＨａｒｂｉｎＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｈａｒｂｉｎ１５０００１

Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｎｔ：ＦＵＨｅｎｇｚｈｉ、ａｃａｄｅｍｉｃｉａｎｏｆＣＡＥ，Ｔｅｌ：（＃４５０＃４１７３９５，６４ｉ’｛ｉ５

ＳｕｐｐｏｒｔｅｄｂｙＮａｔｉｏｎａｌＫｅｙＢａｓｉｃＲｅｓｅａｒｃｈａｎｄＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔＰｒｏｇｒａｍｍｅｏｆＣｈｉｎａ（ＮｏＭａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ２００２０４１７，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ２００２—０７—２７

Ｇ２００００６７２０２—２１

ｎｅｗｇｅｎｅｒａｔｉｏｎｏｆｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓ．Ｍａｎｙｏｆ

ｔｈｅａｌｌｏｙｓｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｔｈｒｏｕｇｈｐｅｒｉｔｅｃｔｉｅｒｅａｃｔｉｏｎ．ｆｏｒｅｘａｍｐｌｅｉｎＴｉ—Ａ１ａｎｄＮｉ～ＡｌｓｙｓｔｅｍｓＴｈｉｓｐａｐｅｒｓｕｍｍａｒｉｚｅｄｔｈｅｓｏＩｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｓｏｆｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃａｌｌｏｙｓｉｎｓｅｖｅｒｓＩａｓｐｅｃｔｓＴｈｅｐｅｒｉｔｅｃｔｉｅｒｅａｃｔｉｏｎ

ＡＢＳＴＲＡＣＴＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ

ａｒｅａ

ｉｍｐｏｒｔａｎｔｉｎｆｉｕｅｎｃｅｏｎｔｈｅｐｈａｓｅｇｒｏｗｔｈａｎｄｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｙｉｌｌｇｍａｔｅｒｉＭｓ．Ａｔｔｈｅ

ｓａｍｅｔｉｍｅ．ｔｈｅｐｈａｓｅｃｏｍｐｅｔｉｎｇａｎｄｔｈｅｓｏｌｉｄ／ｌｉｑｕｉｄｉｎｔｅｒｆａｃｅｅｖｏｈｌｔｉｏｎｗｉｌｌａｆｆｅｃｔｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ

ｈａｓ

ａｌｌ

ｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔｌｙＴａｋｉｎｇａｃｃｏｕｎｔｏｆｇｒｏｗｔｈｖｅｌｏｃｉｔｙｅｒｉｅｃｔＯｎｉｎｔｅｒｆａｅｅｔｅｍｐｅｒａｔｔｌｌ＂ｅ，ｗｈｅｎｔｈｅ

ｇｒｏｗｔｈｖｅｌｏｃｉｔｙｉｓｈｉｇｈｅｒｔｈａｎａｃｒｉｔｉｃａｌｖａｌｕｅ．ｍｅｔａｓｔａｂｌｅｐｈａｓｅｗｉｌｌｇｒｏｗａｎｄｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｗｉｌｌ

ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ

ｂａｎｄｈｌｇｓｔｎｌｃｔｕｒｅ，ｃｅｌｌｕｌａｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｃｅ】】ｕｌａｒ／ｄｅｎｄ—ｔｅｔｗｏｐｈａｓｅｓ

ｃｏｇｒｏｗｔｈｓｔｒｌｌｃｔｌｌｒｅｄｅｐｅｎｄｉｎｇｏｎｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｃｏｎｄｉｔｉｏｌｌｓ．Ｏｆｔｈｅｔｈｒｅｅｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ．ｃｏ－ｇｒｏｗｔｈｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｓｂｅｎｅｆｉｃｉａｌｔｏｉｍｐｒｏｖｅｔｈｅａｘｉａｌｍｅｃｈａａｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．Ａｌｔｈｏｕｇｈｓｏｍｅｑｕａｌｉｔａｔｉｖｅ１ａｖｒｓｔａｋｅｄｉｆｆｅｒｅｎｔ

ｔｙｐｅｓ，ｓｕｃｈ

ａｓ

ａｃｈｉｅｖｅｄｔｈｒｏｕｇｈｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌａｎａｌｙｓｉｓ．ｔｈｅｓｔｕｄｉｅｓｏｎｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｓ

ｏｆｔｈｅｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓｗｉｔｈｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｒｅａｃｔｉｏｎａｒｅｆａｒｆｒｏｍａｄｅｑｕａｔｅ．ｆｕｒｔｈｅｒｄｅｔａｉｌｅｄｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌａｎｄｈａｖｅｂｅｅｎ

ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｎｅｅｄｔｏｈｅｃａｒｒｉｅｄｏｕｔ，

ＫＥＹＷｏＲＤＳｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎｔｅｒｉｎｅｔａｌｌｉｃｓ，ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｒｅａｃｔｉｏｎ，ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｓｏｌｉｄｉｎｃａｔｉｏｎ

符号说明

Ｃｏ６１＂

原始成分，（原子分数，％）

（原子分数，％）

ｋ。，ｋ。ｊＥ平衡溶质与有效溶质分配系数卢和。溶质分配系数

枝晶尖端曲率

固液界面处液相溶质浓度，

ｂ，ｋ。Ｋ

（搿，ｃＰ

Ｇ

稳定相相砸稳相凝固时液相成分点，

（原子分数，％）

温度梯度．（Ｋ／ｍ）

凫譬。Ａｌ，凫寻ｉＡｌ

Ｌ，Ｌ

ＴｉＡｌ台盘中卢相和ｎ相溶质分配幕数液相，枝晶长度，（ｍ）

＋国家重点基础研究发展规划资助项日Ｇ２００００６７２０２－２

收到初稿日期：２００２＿０４１７、收到修改穑日期：２００２０７２７作者简介：

博恒志．男，

１９２９年生，中国工程院院１．

ｍ。ｍ，

液相线有救斜率，（Ｋ／ａｔｏｍｉｃｆｒａｃｔｉｏｎ）

与乍长速度对应的液相线斜率，

（Ｋ／ａｔｏｍｉｃｆｒａｃｔｉｏｎ）

１１２８

金属学报

气体常数，（ｋＪ／（ｍｏｌＫ））熔化熵，（Ｊ／ｔ００１）

固体以槌晶片式生长时丽液界面温度，

Ｒ。

料及其凝固成形遂成为当务之急，特别是对用量很大的压气机叶片来讲，采用定向凝固技术可以大大提高高温ＴｉＡｌ

（Ｋ）

△＆

乃

合金的抗蠕变性能和使用温度．Ｆｏｘ等１３ｊ对高温ＴｉＡＩ

碍，日。

卢相和ｎ相固液界面温度．（Ｋ）芦拒和ｄ相平衡槭相线温度，（Ｋ）

先析出回相固相线温度，

台金发展历程的总结表明，继变形合金之后铸造ＴｉＡＩ正开始广泛用于涡轮中的叶片等高温部件．

Ｉ琶，焉

矗噩，

（Ｋ）

１金属间化合物凝固组织的取向

在许多金属间化台物中，共价键与金属键共存，其键和特性基本上是由共价键形式与金属键形式所决定的，因

液相线温度，ｆＫ）

硝，《ｊ臼相和ｎ相液丰ＩＩ线温度，（Ｋ）臼和ｎ热力学平衡液相线温度，（Ｋ）

固相Ｕ平面牛长时固液界面温度，包晶反应温度，

％，？端

Ｔｖ

（Ｋ），

（Ｋ）

而性能有较强的方向性【４…，如ＴｉＡＩ合金在［００１］，［１＿０］和『“ｏ］方向，电了云密度均存在差别，导致结合强度有

显著差异［ｓｌⅫ时，显微组织对性能的影响也极为重要，就ＴｉＭ而言，全片层的１＋ｎ２相组成及其１（１１１）片层平行丁生长方向的组织具有最佳的综合性能【“，如果片

《，７百

ＡＴ７．．ｃｌ

卢相和Ｑ相固相线温度，（Ｋ）

ａ相形核动力．

【Ｋ）

△碟，△７甫

Ｖ

口和Ⅱ热力学平衡形核过冷度，

固液界面推移速度．结晶临界速度，

（Ｋ）

层界面垂直于晶体的生长方向，材料的脆性会急居４增大，

（ｍ／ｓ）

延伸率几乎为零∽因此对高温金属间化合物材料通过

定向凝固获得与生长方向一致的７ＴｉＡｌ片层组织及按设定取向顺序凝固的１＋ｏ’共生生长对获得优异性能事关

Ｋ

Ｉｊ。

（ｍ／ｓ】

等温速度，（ｍ／ｓ）

稳定状态时的牛长速度，过渡区生长速度，

Ｖ知）ｓｔｅ。ｄ，。ｔ

Ｖ嚣

，Ｐ，Ｂ，Ｃ

【ｍ／ｓ）

重要．

然而金属间化合物凝固过程的液固相变一般均涉及连续的包晶或与共晶复台的相变过程，凝固过程中的包晶相变对组成相的生长与取向有不同的影响，

７

（ｍ／ｓ）

Ｇｉｂｂｓ～Ｔｈｏｍｓｏｎ常数，（ｍＫ）分别代表平面牛长、带状生长和胞晶生长

ＴｉＡｌ片

先进高温结构材料在当今航空、航天及能源等领域有着重要的地位．新型高温结构材料的出现，不仅会提高动力装置的效率，在环保方面也具有显著的作用．其中金属间化合物由于其优于高温合金的耐温性、高的比强／比寿命、高导热性与抗氧化性及优于陶瓷材料的韧性与可热加

体的形成不仅受凝固过程的影响，在很人程度上还受固态相变的左右．比如在非平衡凝固条件下，对Ｔｉ—ｆ４６％一

４９％）Ａ１台金（原子分数）Ｈ，其相变顺序为：

Ｌ＋捌＿÷旧＋ａ】＋Ｌ＿÷归＋ｏ】＋１＿÷陋Ｊ＋７＿÷０，２＋１斗１０２＋，－／ｊ＋７

（１）

工性更是人们关注的重点㈦通过对航空航天未来发动

机用材的预测可以看出，在本世纪２０年代，仅ＴｉＡＩ和

Ｎｉ（Ｆｅ，Ｎｄ）Ａ１金属问化合物材料的用量就占全部用材的四分之一，而且有进一步扩大的趋势∽

金属问化合物由于含有相当数量的共价键，滑移面较少，塑性成形相对困难，因而发展铸造高温金属间化合物材

（ａ）Ｗｈｅｎｔｈｅ户ｐｈａｓｅｉｓｆｏｒｍｅｄｄｕｄｎｇ

ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ．

１相不仅叮以由液相析出的Ｏｚ母相彤成，还可以由液相中析出的卢相转变为ｄ相的母体形成，而且从液相中直接析出这样，７一ＴｉＡＩ片体的取向就不仅决定丁它本身形成的条件，也受母相形成条件的影响．

（ｂ）Ｗｈｅｎｔｈｅｃ－ｐｈａｓｅｉｓｆｏｒｍｅｄｄｕｒｉｎｇ

ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ．

图１表示

１１０日∥０００１。

鹏刍

圈１

Ｆｉｇ．１

Ｔｉ

台否

Ａｌ系中片层片向与初生相枝晶生长方向的关系Ｉｓ］

ｃｅ

Ｌａｍｅｌｌａｒｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｓｉｎ口ａｎｄ

ｄｅｎｄｒｉｔｅｓｉｎＴｉ

Ａｌ

ｓｙｓｔｅｍ［８】

（ａ）０。ｏｒ４５。（ｂ）９００

１ｌ期傅恒志等：高温金属间化合物的定向凝崮特性１１２９初生相分别为卢或。相时，母相凝固生长取向与１～ＴｉＡＩ

片体取向的关系［ｓｊ．前者促使１一ＴｉＡｌ片体与生长方向

成０。或４５。的交角（见图１ａ），后者则使１ＴｉＡｌ片体

垂直于母相的晶体择优取向ｆ见图１ｂ）如果凝固过程中

１相形成于不同的母柑，则总体控制７片层的结构与取

向将更勾困难．除此之外，定向凝固包晶反应过程中相的

竞争与选择及界面形态的演化也将同Ｈ寸对金属间化合物

的凝固组织给ｒ重要的影响．

２速度大于¨时，由平面生长转向胞晶或枝晶生长；当幸长速度大于Ｋ，时，由稳定相生长转为亚稳相生长；当生长速度大十％时，由胞晶或技晶或枝品生Ｋ转向平面生长在近平衡态，卢与口均可以平面形态生长（ＰＦ）．在低速的胞／枝晶生长（Ｃ／Ｄ）范田，稳态卢相因其形成温度较高，形核过冷度较小成Ｈ预先相并优先生氏．然而由于亚稳相的溶质分配系数总是大于稳态相的溶质分配系数Ｉ控Ｊ，即衅ｉＡＩ＞七‰ＡＩ，砸稳相在定向凝固过程中排出的溶质量相对较少，因而随着生长速率的增加，其Ｔ—Ｖ曲线变化较为平缓，这样，在达到某一速率时，就会出现两相的

Ｔ金属间化合物包晶合金定向凝固过程相的竞争与选择

凝固过程中相的选择如同组织形态变化一样，决定于

相的稳定性，该稳定性既取决于热力学，也取决十动力学

通常在一个给定的凝固条件下，那些在最高温度下生成的

相总是优先的１１０１．非平衡凝同的驱动力是相间的自由能

差ＡＧ．它由偏离平衡而产生，在相变过程中通常以过冷

度表示这一偏离对定向凝吲而言，台金熔体界面温度（Ｔ）

对界面生妊速率（Ｖ）的响应实际上决定性地影响着生长

相和凝固形态的稳定．平界面和胞／枝晶生长时界面温度Ｖ曲线相交，亚稳相的界面温度高于初生稳定相而成罔３ａ为图２中Ｋ。附近的部分，用来说明稳定相为领先桐而得到优先生长来亚稳相析出顺序的改变，即当生长速度长大到Ｋ。后，亚稳相将取代稳定相而优先生长图３ｃ为定向生长的试样内组织的变化情况，从左向右生长，当生长到ｘ?位置时，抽拉速度突然增加使其超过Ｋ，达到Ｋ。，此时亚稳相将在稳定相上（固液界面处即ｘ?的位置）形核长大长大到恐位置后，由于亚稳相的牛长速度已达到了％

而进入稳定生长状态．试样内ｘｌｘ２段为亚稳相的过度

生长区．亚稳相ｆ在ＴｉＡＩ和ＮｉＡｌ合金中均为包晶相）的

竞争领先始于其成核，弧稳ａ相在初生稳定相３的基体

上形核，其形核温度即是该时卢相的温度，形核过冷度为（瓦和Ｔａ）对生长速率的响应关系分别为【¨Ｊ（警）（茜）

乃＝乃＋呵ｍｖ－Ｆ盯一（筹）（茜）（。）ｒｐ＝Ｔｆ＋四ｍ，

在较高生长速率时，凝固过程更大地偏离甲衡状态，△７蔫。ｌ＝强～巧，见图３ｂ．亚稳ｎ相刚成核时，生Ｋ速率为零，在定向凝固条件下，为了达到稳态生长速率

Ｍ。，ａ相必须加速生长，Ⅱ相液／崮界面生长速率随试

样位置移动而发生变化如图３ｄ所示．当达到Ｘｏ时凝固界面局域乎衡失效，则需考虑Ｅ式中液相线斜率（ｍ）与

溶质分配系数（≈）的非平衡效应过程已达到稳态，局的位置就是丁一Ｖ曲线与Ｋ。的交

点通过温度坐标投影到长度坐标轴上对应的点，它对应着

定向凝固时动态固液界面Ｉ”Ｊ．

定向凝固包晶反应的示意细节可如图４所示【１４ｊ．如

假设相图为部分ＴｉＡｌ台金相图，其初生相为启，包晶相

为ｎ．合金成分为Ｃｂ的熔体在近平衡凝固过程中，首先Ｊｍ。＝ｍ。｛１＋ｋ屿掣！制）Ｉｋ＝丽ｋｅ＋ＶＶａ图２显示了按上述响应函数给出的初牛稳态相卢与亚稳包晶相口（以ＴｉＭ为例）的竞争选择的示意图．在３

种临界速度Ｈ，Ｋ。，％处，生长方式会发生改变当生长在Ｈ点析出卢相，其成分应为ｂ％，随着温度降低、凝

十

卜＇

ｌＯｇＶ＋

ｔｏ图２包晶系中稳定相卢与亚稳相ａ的界面温度对生长速度的响应［１２】Ｆｉｇ．２Ｉｎｔｅｒｆａｃｅｔｅｌｎｐｅｒａ．ｇｕｒｅｏｆｓｔａｂｌｅ口ａｎｄｍｅｔａｓｔａｂｌｅｏｒｅｓｐｏｎｄｅｄｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｖｅｌｏｃｉｔｙｌｌ２　

１１３０金属学报

喵瑶

臂｝ｈ

圉３相选择的基本原理【¨】

Ｆｉｇ．３

（ａ１ｉｎｔｅｒｆａｃｅＰｒｉｎｃｉｐｌｅｏｆｐｈａｓｅｆｕｎｃｔｉｏｎｓｏｆｓｅｌｅｃｔｉｏｎｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎ¨“ｒｅｓｐｏｎｓｅＱａｎｄ口

ｓａｍｐｌｅ（ｂ）ｔｅｍｐｅｒａ｜ｕｙｅｆｉｅｌｄｄｉｓｔｒｉｂｕｉｉｏｎｉｎ

（ｅ）ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｍｅｔａｓｔａｂｌｅｐｈａｓｅｇｒｏｗｉｎｇｆｒｏｍｓｔａｂｌｅｐｈａｓｅ

（ｄ１ｇｒｏｗｉｎｇｖｅｌｏｃｉｔｉｅｓｏｆｏａｎｄ口ａｎｄｔｈｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎａｌｖｅｌｏｃｉｔｙｏｆａ

图４包晶采中带状环及带状组织中成分的，叟化［１４］

Ｆｉｇ．４Ｂａｎｄｉｎｇｃｙｃｌｅ（ａ）ａｎｄｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｔｒａｎｓｉｅｎｔｓｏｆｂａｎｄｉｎｇｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ｂ）ｉｎｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｓｙ８ｔｅｍ【１４】

同的进行，同相成分沿Ｈ—Ｇ＿３线降低．当达到３点时，

虽然系统温度已低于包品反应温度，但由ｆ在定向凝同过向稳态发展，以使界面固相成分达到Ｃｏ／ｋ０然而，定向凝固过程彳Ｆ达到稳态前已发生变化，当达到３点温度时，程中，达到兀温度的初乍卢卡丌与液相Ｌ不能接触（见

图５），而不能发生包晶反应Ｌ＋启＿理，『习此这一阶段析

出相仍是月相，而没有ｎ相随温度降低，凝固应继续与３点平衡的液相达到Ｍ点，其成分ｃ掣已经达到析出ｎ牛日所需的液相浓度，ｎ相即在卢相的基体ｒ成核生长．由于Ⅱ相长大需消耗大量的溶质而使液相不断富集　

１１期

博恒忐等：高温金属可化合物的定向凝固特性

１１３ｌ

ｉ◆／

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Ⅺ

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包品台金定向凝固相的生长模式

Ｆｉｇ．５

Ｐｈａｓｅｇｒ¨ｗｔｈｍｏｄｅｌｉｎｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃａｌｌｏｙｓｄｕｒｉｎｇｄｉ—ｒｅｃｔｌｏｎＭｓ０１ｉｄｉｆｉｃａｔＩｏｎ

实际应用中，应力方向与生长方向平行时，带状组织

如ＮｉＡｌ合金中的７＋７’及ＴｉＡｌ合金中的０２＋１双

十日共生结构．ｆ界面带状或双相枝晶生长模式的选择主要中有足够的过冷，生Ｋ的枝晶有相当宽的液固共存区，其

ＡｔｏｍｉｃｆｒａｃｔｉｏｎｏｆＡＩ％

图Ｂ

Ｎｉ—ＡＩ合盒包晶反应附近相析出形态及带状组织向共生组织转变【１５】

Ｆｉｇ．Ｂ

Ｐｈａｓｅ

ｄｉａｇｒａｍ（ａ）ａｎｄｐｈａｓｅｓｅｌｅｃｔｉｏｎ（ｂ）ａｎｄ

ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆ

ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ

ｔｒａｎｓｉｔ

ｆｒｏｍｂａｎｄ（Ｂ

ａｒｅａ）ｔｏｃｏ—ｇｒｏｗｔｌｌ（ｃａｒｅａ）（ｃ）ｉｎ

Ｎｉ

ＡＩ

ｓｙｓｔｅｆＩｌ㈣

Ａｌ

（１＋１’）“，（－ｙ＋３／）。

７

图７为ＴｉＡｌ合金在不同的条件下得到的定向凝固组

Ｊ，根据金相中片层方向的特点以及图ｌ町“看出，

溶剂原子，此时温度与液相成分沿ＭＮ变化，从而使其液相线熔体温度升高，与之相应的Ⅱ固相成分滑１Ｆ线

变化．当液相线达到Ｎ点时，其浓度（ｑ：１）与温度义达

到ｒ口相析出的条件，芦相遂在ｎ柙的基底上形核（Ｇ点）．其相应成分为如ｃ？这样在定向凝固中就会出现如图４ａ中阴影线所示的温度与成分的周期性循环及相对应的如图４ｂ的带状组织．

条件．也就是说，当Ｌ《ＡＴ／Ｇ时，将形成带状组织；当

Ｌ≥ＡＴ／Ｇ时，形成共生枝晶组织，领先相卢以枝晶力‘式生长，枝晶间溶质富集，当达到包晶温度后发生包品反应

没有优势，人们感兴趣的是定向牛长的枝／胞共生组织，

Ｌ＋Ｚ＿｝ｄ．ｏ相分布在枝品之间当Ｌ≤ＡＴ／Ｇ时，可

以形成弯曲的带状组织或共生胞晶组织图６ａ为Ｎｉ

取央于定相凝固的条件．如图５所示，对于低速生长，成分过冷很小，界面形态保持近平面或浅胞状，初生相在液固界面达到正．时丌始析出．随着凝固的进行（试样向左移动，生长方向由左向右），初生相继续生长．当丌始的ｊ，３一ｘ３液固界面达到ｘ４一ｘ４位置时，其温度达到胞品

相图的局部，同６ｂ为不同Ａ１含量温度梯度／生长速度

的比值对组织生长方式的影响，其中１”和１川’为７和１’相姐平面界面（Ｐｌａｎａｒ）生长，

为（１＋ｙ）以带状或共牛方式生长图６ｃ是ＮｉＡｌ金属

间化合物在定向凝固条件下，由于凝固参量变化引起的由单相７组织向弯曲带状（见图中的Ｂ处）、继而向ｏ＋１共生生长（见图中的Ｃ处）转变的硅微组织【Ｊ…

织【Ｍ反应的卧温度，但由于后续生长的初生相（ｏ相或卢

相）的阻隔，在此温度的初牛相不能与液相接触，也就不会发生包晶反应，遂形成交替的带状组织如果凝固过程图７ａ中凝固时初生相为芦，形成的片层方向与牛长方向成４５。，图７ｂ中凝固时析出相为卢＋ｎ共生，其中Ｑ相

形成的片层方向与生氏方向垂直

深度Ｌ大于ＡＴ／Ｇ，则在枝晶根部会产牛在７ｌ温度下

的Ｌ＋／Ｊ＿÷＆的反应，就创造了卢相与ｎ相共牛生长的