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Fig. 2-18 Micrographs of unidirectionally solidified d-alloy (No. 4， 12 5. 3X 10-3 m).
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Fig. 2-20 Schemati c view of unidirectionally solidified b-alloy， near the cell front. White phase is M3CC，B);black phase is
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ものと考えられる。 長軸側の共品セル境界は融液部界面との境界の形状からもわかるよう に平面状になっている。 また、 棒状共品のロッド間隔は、 レデブライト('Y + F e :1 C共 晶組織)の場合と同様に共品セルの中心部近傍および境界部のいずれにおい ても 差は見ら れず10�12�mの範囲であった。
次に凝固界面近傍における共品セルの成長挙動を、 凝固率(fs)と共晶セル先端からの 距離( 1)との関係でFig.2-21に示す。 この場合、 fs- 1曲線の形や変曲点の位置から凝 固過程での組織変化が理解される。 すなわち、 a合金のγ+M3(C，
B)共品のようにfs-J曲線の勾配が急な場合には共晶セル先端の曲率半径が大きく、 凝固界面の移動に伴う共 晶セル幅の増加が大で、 凝固が短時間で終了することを表している。 一方、 b合金のよう に勾配が小さくなると、 凝固界面の移動に伴う共晶セル幅の増加が小さくなることを表す。
2. 3. 5 共晶凝固における溶質元素の分配挙動
以上のように、 γ+M3(C， B)共晶線上の合金でも組成が異なると共品セルの立体構造、
共品組織、 fs- 1曲線が著しく異なることが示された。 次にこうした組織変化と溶質元素 の挙動を対比するため、 凝固時の共品セル間融液部の溶質元素分布をEPMAで調べた結 果を、 Fig.2-22およびFig.2 -23に示す。 いずれの合金においてもCr濃度は凝固の進行 とともに減少したが、 CとBは各合金で異なる挙動を示した。 すなわち、 a合金ではCが やや増加しBが減少した結果、 その組成は(1.2% C、 5.3%Cr、 2.3%B)から(1.3%
C、 3.7%Cr、 1.8% B)に変化した。 したがって、 a合金の凝固の際には共晶セル中に Bが多く固溶し、 Cは融液中に排出されることになる。 一方のb合金では、 Cが減少しB が増加した結果、 融液部の組成は(2.9%C、 4.9%Cr、 O.70/0 B )から(2.4%C、 1.4%
Cr、 1.1%B)に変化した。 したがって、 b合金の凝固の際には共品セル中にCが多く固 溶し、 Bは融液中に排出されることになり、 a合金とは組織だけではなく溶質兄素の分配 挙動も大きく異なっている。 また、 共品凝固における融液中合金元素の変化量は液相面に おける最低温度近傍の組成のa合金の方が少ない。 この共品セル間融液のCおよびB 濃度 変化をFig. 2 -9の液相面上に表すと、 Fig. 2 -24のようにa合金がA→A'、 b合金はB
→B'の経路をたどりおおむね共品線に沿って変化している。 凝固進行に伴う融液の溶質 濃度変化量がb合金よりa合金の方が小さくなっているが、 これは、 共晶凝固における固 相と液相に対する溶質元素の分配量の差がa合金で小さいことを表すものでもある。
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