当相增韧NiAl基合金的微观结构

γ′相增韧NiAl基合金的微观结构

金属间化合物NiAl因具有熔点高、密度低、导热性及抗氧化性能好等优点, 而被认为是下一代先进航空发动机叶片的候选材料［1］。但NiAl基合金应用的最大障碍是它的室温塑性低，因而人们在提高NiAl基合金塑性方面做了许多工作，迄今为止，最为成功的塑化NiAl基合金的方法是对NiAl进行宏观合金化，使之析出塑性第二相，尤其以Ni-Al-Fe系合金研究得最多。铸造加二次挤压Ni-20Al-30Fe合金的拉伸塑性可以达到22% ［2］。但因这类合金高温强度低及抗氧化性能差的问题难以得到克服，因而对其研究的兴趣开始下降。作者前期工作显示［3,4］，Ni-31Al合金的室温断裂韧性(KIC)值 20MPam，比化学计量比的单相NiAl合金提高三倍左右。而且该合金在室温具有1.8%的拉伸塑性，同时也具有一定的室温和高温强度。为了深入了解Ni-31Al合金的微观结构，本工作采用透射电镜(TEM)等分析技术来考察它的微观结构及相变特点。

1 试验方法

采用螺旋选晶法在真空感应定向炉内拉制Ni-31Al (原子比，下同)合金试棒,铸模抽拉速度为4mm/min。铸态试棒在空气中进行了1280℃/6h均匀化热处理，并分别采用空冷，油淬和炉冷三种冷却方式进行冷却。TEM样品制备过程如下：首先将样品切割机上切成 0.2mm厚的薄片，再经机械减薄至 50 m厚，然后在双喷电解减薄器上进行双喷减薄，电解液为10%高氯酸的甲醇溶液，温度为-40～-30℃，电压为12V，使样品最终成薄膜电镜样品。制成的电镜样品在透射电镜H-800和JEM2010上进行形貌观察、电子衍射分析。

2 试验结果

2.1 合金的组织结构

下表列出了Ni-31Al合金的实际化学成分数据。换算成原子比后，合金实际成分为Ni-30.8Al。合金中杂质含量较少。

表 NiAl基合金的实际化学成分(wt%)

Table Composition of NiAl-based alloy

图1为铸态Ni-31Al合金的金相组织照片。可见，合金为一种自生复合材料，基体由NiAl单晶相(深色相)组成，第二相由 - Ni3Al相(浅色相)组成，大多数 相为 编织状 的纤维形态，而且纵向和横向组织无太大差别。X射线衍射结果表明，合金中主要以 和 两相为主，其中 相取向均为〈100〉方向，而 相以〈100〉和〈110〉取向为主。另外， 相体积分数高达70%左右。

图1 Ni-31Al单晶合金金相组织(横向)铸态 50

Fig.1 Optical microstructure of the SC Ni-31Al alloy as-cast 50

经过1280℃/6h均匀化热处理后，再以不同冷却方式进行冷却，发现在Ni-31Al合金中， 相基本组态无太大变化，但却有不同程度的聚集及体积分数变化。炉冷对 体积分数无太大影响(仍为70%左右)，而空冷和油淬分别使 相体积分数下降到50%和40%左右。X射线衍射发现，在空冷和油淬样品中， -NiAl相已很少，大部分转变为NiAl马氏体(M-NiAl)相，而且M相的取向主要是〈110〉方向，也有少量〈001〉取向的衍射峰，而 相取向与铸态时大致相同。另外，炉冷样品中仍然主要为 和 两相，而且两相取向也与铸态相同。结合扫描电镜观察结果发现，空冷和油淬样压力实验机是测试材料压力的强度实验机品基体上含有细条状结构(尤其油淬样品更明显)，这是典型的NiAl马氏体板条形状。

2.2 合金相结构

Ni-31Al合金在铸态时，在透射电镜视场内只发现了 和 两相, 其中 和 相分别以［001］和［011］取向为主(取向偏离度在15 以内)。 通过倾转试样, 可发现 -NiAl相与 -Ni3Al相存在着确定的取向关系, 即:

但它们往往存在着一定的取向差。

另外, ／ 相界面平直、光滑、无中间相, 见图2, 而且在界面附近 相内存在着大量的位错, 而在 相内部却很少见到位错。利用g*b=0方法对这种合金的位错柏氏矢量测定后发现, 相基本上均为〈110〉型位错,这与以前对Ni3Al的位错观察结果相一致。

图2 Ni-31Al单晶合金 / 相界面附近TEM形貌象 50000

Fig.2 TEM image of the SC Ni-31Al alloy near the / interface 50000

Ni-31Al合金经过1280℃/6h均匀化热处理后，在炉冷样品中, 因冷却方式与铸态相差不大, 因而两种合金的相结构及位错分布也无太大差别。

在空冷样品中, Ni-31Al合金的 -NiAl相已大部分转变为M-NiAl相, 形成图3(a)所示的板资料的磨擦系数是小于1的条状马氏体。在马氏体板条内部未发现有微孪晶存在。通过倾转试样可得到下述电子衍射图谱, 见图4。合金中 相与铸态相比无明显变化, 但此时 相内部位错很少。

在油淬的Ni-31Al样品中, 原 相转变成 +M相, 而且相变后的M-NiAl条状相大部分为 矛(Spear) 形, 与文献［5,6］报道的通常NiAl马氏体的一种形状相类似。在马氏体条状相内部存在着等间距的细条状亚结构, 见图3(b)。图5给出了这种马氏体的电子衍射图谱, 可见在有些基体衍射斑点附近存在着卫星斑点, 这是典型的孪晶NiAl马氏体沿［110］晶带轴观察到的衍射花样［6］, 而且这一孪晶以{111}晶面作为孪晶面。另外, 在孪晶主衍射斑点上存在着沿〈111〉方向上的附加条纹, 这是由于上述高分子复材发展趋势：产业化nbsp;新型化nbsp;功能化大量微孪晶亚结构与电子束产生的动力学交互作用的结果。

另外, 在油淬的合金中, 相结构无太大变化, 但 内很少见到位错。只在M/ 相界面偶尔发现有位错存在。

图3 1280℃/6h热处理后在Ni-31Al中产生的NiAl马氏体相TEM形貌象 60000

(a) 空冷；(b) 油淬

Fig.3 TEM image of the NiAl martensite in the Ni-31Al alloy after heat treatment at 1280℃/6h 60000

(a) A.C.; (b) O.Q.

图4 1280℃对不同的使用目的/6h空冷后在Ni-31Al中产生的NiAl

马氏体相电子衍射花样(a)及其标定图(b)，

晶带轴方向为M［110］

Fig.4 Electron diffraction pattern (a) and

indexed pattern (b) of the NiAl martensite

in the Ni-31Al alloy , after heat treatment

at 1280℃/6h, A.C., along the zone axis M［110］

3 讨论

由Ni-Al二元相图［7］可以看出， Ni-31at%Al合金成分正好位于包晶线的左端点，因而这一合金与Ni-30at%Al有所不同，它不发生包晶转变。它首先发生匀晶转变，即L ，到达包晶线温度(1395℃)时，这一转变已全部完成，即液相全部转变成了单相 。低于这一温度后，将从 相中析出 相，而且随着温度的进一步降低， 相体积分数不断增加，到达室温后 相将占70%左右，与实验测得的结果(见图1)基本吻合。由于在定向凝固过程中 相是从液相中形核并长大的，因而通过螺旋选晶法可获得［001］取向。但 相因为是在 相冷却过程中从中析出来的，因而是附在 相上生长的, 其生长方向并非完全［001］取向，还有很大一部分为［011］及其它取向的存在形式。

图5 1280℃/6h油淬后在Ni-31Al中产生的NiAl

马氏体相电子衍射花样(a)及其标定图(b)，

晶带轴方向为M［110］

Fig.5 Electron diffraction pattern (a) and

indexed pattern (b) of the NiAl martensite

in the Ni-31Al alloy , after heat treatment

at 1280℃/6h, O.Q., along the zone axis M［110］

1280℃/6h热处理，不能使Ni-31Al中的 相完全消失，只能使其聚集，并使 体积分数减少(见图1)，这与Ni-Al相图上看到的结果一致。油淬基本上可以保持这一热处理后的 相体积分数，但在空冷过程中少部分 相又长大，因而 相体积分数略有增加。而炉冷由于冷却速度接近铸态，因而 相体积分数增加到与铸态类似。1280℃/6h热处理后再经过空冷和油淬处理 相已大部分转变为NiAl马氏体相(M)，这主要是因为在这里铸态 相的成分为Ni-35.4at%Al，室温以上在较快冷却方式下即可发生马氏体转变，因而大部分 相转变成了M相。

4 结论

(1)Ni-31Al单晶合金是一种 编织状 纤维增强的NiAl基内生复合材料。铸态时存在着确定的取向关系，但这种取向关系通常存在着一定的取向差。

(2)经1280℃/6h热处理后发现, 炉冷后合金组织结构与铸态类似。而空冷或油淬后Ni-31Al的 相大部分转变成了NiAl马氏体相，同时随着冷却速度的提高 相总体积分数下降。

(3)1280℃/6h空冷热处理在合金中的马氏体板条内部不产生微孪晶；而油淬却在马氏体板条内部产生等间距的微孪晶亚结构，不论马氏体晶带轴取向如何，这些孪晶马氏体均以{111}晶面作为孪晶面，而且在孪晶主衍射斑点沿〈111〉方向上产生附加条纹。