获得单相多晶金属间化合物是研究金属间化合物多晶材料本征性能的关键,为此,本文采用真空电弧熔炼水冷铜模吸铸法制备了成分Ni-50%Sc、Ni-51%Sc和Ni-51.92%Sc(为at%,后同)的合金,用光学和扫描电子显微镜分析了B2-NiSc金属间化合物急冷快速凝固组织演化规律。用XRD和EDS分析了合金组织的相组成。用BCT枝晶生长模型分析了合金急冷快速凝固组织的演化机制。研究表明,真空水冷铜模吸铸成Φ2、Φ5和Φ8 mm急冷试样对应的凝固速率分别为3112、497.9和194.5 K·s-1。Ro=3/2 mm为临界尺寸,对应着凝固速率的骤然变化。因Sc含量的损失,枝晶间出现了(Ni2Sc+NiSc)共晶组织,R>Ro(Φ5和Φ8 mm试样),凝固组织为粗大B2-NiSc枝晶+(Ni2Sc+NiSc)共晶组织,R<Ro(Φ2 mm试样)为细小球状B2-NiSc枝晶+少量(Ni2Sc+NiSc)共晶组织。急冷快速凝固后组织经970°C×72 h均匀热处理后,Φ2 mm试样组织为B2-NiSc粒状+Ni2Sc球状,Φ5和Φ8 mm组织为B2-NiSc粒状+Ni2Sc长条。从实验上,通过亚快速凝固不能获得单相B2-NiSc。根据杰克逊界面理论判定,B2-NiSc杰克逊因子α=0.5<2,凝固固液相界面是粗糙界面,因此B2-NiSc急冷组织枝晶方式生长,表现为非小平面特性。经Image-Pro Plus面积分析和计算,合金热处理前后Sc烧损分别为3.20~3.71at%和2.56~2.92at%,基于液态金属的晶体缺陷空穴模型和密度泛函理论的第一性原理分析其原因,Ni空位的负合金形成热δHA比Sc空位的大,而Ni空位的空位形成能δEA比Sc空位的小,合金形成过程中Ni空位点缺陷比Sc空位点缺陷更容易形成,快速凝固将高温下的空位保存下来,而经过长时间的热处理后原子的扩散迁移使空位数量减少组织得以均匀化。由BCT枝晶生长模型理论分析表明,随着熔体过冷度的增大,枝晶生长由溶质扩散向热扩散控制转变。在本实验急冷凝固研究的过冷度范围内,熔体过冷度仍然由溶质扩散起主导作用。随着急冷能力增强,凝固过程发生再辉现象,组织出现粒化的机制是枝晶重熔再结晶机制。