1　試驗方法

　　采用螺旋選晶法在真空感應(yīng)定向爐內(nèi)拉制Ni-31Al (原子比，下同)合金試棒,鑄模抽拉速度為4mm/min。鑄態(tài)試棒在空氣中進(jìn)行了1280℃/6h均勻化熱處理，并分別采用空冷，油淬和爐冷三種冷卻方式進(jìn)行冷卻。TEM樣品制備過程如下：首先將樣品在線切割機(jī)上切成<0.2mm厚的薄片，再經(jīng)機(jī)械減薄至<50μm厚，然后在雙噴電解減薄器上進(jìn)行雙噴減薄，電解液為10%高氯酸的甲醇溶液，溫度為-40～-30℃，電壓為12V，使樣品最終成薄膜電鏡樣品。制成的電鏡樣品在透射電鏡H-800和JEM2010上進(jìn)行形貌觀察、電子衍射分析。

2　試驗結(jié)果

2.1　合金的組織結(jié)構(gòu)
　　下表列出了Ni-31Al合金的實(shí)際化學(xué)成分?jǐn)?shù)據(jù)。換算成原子比后，合金實(shí)際成分為Ni-30.8Al。合金中雜質(zhì)含量較少。

表 　NiAl基合金的實(shí)際化學(xué)成分(wt%)

Table  　Composition of NiAl-based alloy

　　　*此合金為設(shè)計成分(at%)，下同。
 
 　　圖1為鑄態(tài)Ni-31Al合金的金相組織照片?？梢?，合金為一種自生復(fù)合材料，基體由NiAl單晶相(深色相)組成，第二相由γ′- Ni₃Al相(淺色相)組成，大多數(shù)γ′相為“編織狀”的纖維形態(tài)，而且縱向和橫向組織無太大差別。X射線衍射結(jié)果表明，合金中主要以β和γ′兩相為主，其中β相取向均為〈100〉方向，而γ′相以〈100〉和〈110〉取向為主。另外，γ′相體積分?jǐn)?shù)高達(dá)70%左右。

圖1　Ni-31Al單晶合金金相組織(橫向)鑄態(tài)　50×
Fig.1　Optical microstructure of the SC Ni-31Al alloy as-cast　50×

　　經(jīng)過1280℃/6h均勻化熱處理后，再以不同冷卻方式進(jìn)行冷卻，發(fā)現(xiàn)在Ni-31Al合金中，γ′相基本組態(tài)無太大變化，但卻有不同程度的聚集及體積分?jǐn)?shù)變化。爐冷對γ′體積分?jǐn)?shù)無太大影響(仍為70%左右)，而空冷和油淬分別使γ′相體積分?jǐn)?shù)下降到50%和40%左右。X射線衍射發(fā)現(xiàn)，在空冷和油淬樣品中，β-NiAl相已很少，大部分轉(zhuǎn)變?yōu)镹iAl馬氏體(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γ′相取向與鑄態(tài)時大致相同。另外，爐冷樣品中仍然主要為β和γ′兩相，而且兩相取向也與鑄態(tài)相同。結(jié)合掃描電鏡觀察結(jié)果發(fā)現(xiàn)，空冷和油淬樣品基體上含有細(xì)條狀結(jié)構(gòu)(尤其油淬樣品更明顯)，這是典型的NiAl馬氏體板條形狀。
2.2　合金相結(jié)構(gòu)
　　Ni-31Al合金在鑄態(tài)時，在透射電鏡視場內(nèi)只發(fā)現(xiàn)了γ′ 和β兩相, 其中β和γ′相分別以［001］和［011］取向為主(取向偏離度在15°以內(nèi))。 通過傾轉(zhuǎn)試樣, 可發(fā)現(xiàn)β-NiAl相與γ′-Ni₃Al相存在著確定的取向關(guān)系, 即:

但它們往往存在著一定的取向差。
　　另外, γ′／β相界面平直、光滑、無中間相, 見圖2, 而且在界面附近γ′相內(nèi)存在著大量的位錯, 而在β相內(nèi)部卻很少見到位錯。利用g*b=0方法對這種合金的位錯柏氏矢量測定后發(fā)現(xiàn), γ′相基本上均為〈110〉型位錯,這與以前對Ni₃Al的位錯觀察結(jié)果相一致。

圖2　Ni-31Al單晶合金β/γ′相界面附近TEM形貌象　50000×
Fig.2　TEM image of the SC Ni-31Al alloy near the β/γ′ interface 50000×

　　Ni-31Al合金經(jīng)過1280℃/6h均勻化熱處理后，在爐冷樣品中, 因冷卻方式與鑄態(tài)相差不大, 因而兩種合金的相結(jié)構(gòu)及位錯分布也無太大差別。
　　在空冷樣品中, Ni-31Al合金的β-NiAl相已大部分轉(zhuǎn)變?yōu)镸-NiAl相, 形成圖3(a)所示的板條狀馬氏體。在馬氏體板條內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)有微孿晶存在。通過傾轉(zhuǎn)試樣可得到下述電子衍射圖譜, 見圖4。合金中γ′相與鑄態(tài)相比無明顯變化, 但此時γ′相內(nèi)部位錯很少。
　　在油淬的Ni-31Al樣品中, 原β相轉(zhuǎn)變成β+M相, 而且相變后的M-NiAl條狀相大部分為“矛(Spear)”形, 與文獻(xiàn)［5,6］報道的通常NiAl馬氏體的一種形狀相類似。在馬氏體條狀相內(nèi)部存在著等間距的細(xì)條狀亞結(jié)構(gòu), 見圖3(b)。圖5給出了這種馬氏體的電子衍射圖譜, 可見在有些基體衍射斑點(diǎn)附近存在著衛(wèi)星斑點(diǎn), 這是典型的孿晶NiAl馬氏體沿［110］晶帶軸觀察到的衍射花樣^［6］, 而且這一孿晶以{111}晶面作為孿晶面。另外, 在孿晶主衍射斑點(diǎn)上存在著沿〈111〉方向上的附加條紋, 這是由于上述大量微孿晶亞結(jié)構(gòu)與電子束產(chǎn)生的動力學(xué)交互作用的結(jié)果。
　　另外, 在油淬的合金中, γ′相結(jié)構(gòu)無太大變化, 但γ′內(nèi)很少見到位錯。只在M/γ′相界面偶爾發(fā)現(xiàn)有位錯存在。

圖3　1280℃/6h熱處理后在Ni-31Al中產(chǎn)生的NiAl馬氏體相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.

圖4　1280℃/6h空冷后在Ni-31Al中產(chǎn)生的NiAl
馬氏體相電子衍射花樣(a)及其標(biāo)定圖(b)，
晶帶軸方向為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　討論

　　由Ni-Al二元相圖^［7］可以看出， Ni-31at%Al合金成分正好位于包晶線的左端點(diǎn)，因而這一合金與Ni-30at%Al有所不同，它不發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變。它首先發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變，即L→β，到達(dá)包晶線溫度(1395℃)時，這一轉(zhuǎn)變已全部完成，即液相全部轉(zhuǎn)變成了單相β。低于這一溫度后，將從β相中析出γ′相，而且隨著溫度的進(jìn)一步降低，γ′相體積分?jǐn)?shù)不斷增加，到達(dá)室溫后γ′相將占70%左右，與實(shí)驗測得的結(jié)果(見圖1)基本吻合。由于在定向凝固過程中β相是從液相中形核并長大的，因而通過螺旋選晶法可獲得［001］取向。但γ′相因為是在β相冷卻過程中從中析出來的，因而是附在β相上生長的, 其生長方向并非完全［001］取向，還有很大一部分為［011］及其它取向的存在形式。

圖5　1280℃/6h油淬后在Ni-31Al中產(chǎn)生的NiAl
馬氏體相電子衍射花樣(a)及其標(biāo)定圖(b)，
晶帶軸方向為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熱處理，不能使Ni-31Al中的γ′相完全消失，只能使其聚集，并使γ′體積分?jǐn)?shù)減少(見圖1)，這與Ni-Al相圖上看到的結(jié)果一致。油淬基本上可以保持這一熱處理后的γ′相體積分?jǐn)?shù)，但在空冷過程中少部分γ′相又長大，因而γ′相體積分?jǐn)?shù)略有增加。而爐冷由于冷卻速度接近鑄態(tài)，因而γ′相體積分?jǐn)?shù)增加到與鑄態(tài)類似。1280℃/6h熱處理后再經(jīng)過空冷和油淬處理β相已大部分轉(zhuǎn)變?yōu)镹iAl馬氏體相(M)，這主要是因為在這里鑄態(tài)β相的成分為Ni-35.4at%Al，室溫以上在較快冷卻方式下即可發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，因而大部分β相轉(zhuǎn)變成了M相。

4　結(jié)論

　　(1)Ni-31Al單晶合金是一種“編織狀” γ′纖維增強(qiáng)的NiAl基內(nèi)生復(fù)合材料。鑄態(tài)時存在著確定的取向關(guān)系，但這種取向關(guān)系通常存在著一定的取向差。
　　(2)經(jīng)1280℃/6h熱處理后發(fā)現(xiàn), 爐冷后合金組織結(jié)構(gòu)與鑄態(tài)類似。而空冷或油淬后Ni-31Al的β相大部分轉(zhuǎn)變成了NiAl馬氏體相，同時隨著冷卻速度的提高γ′相總體積分?jǐn)?shù)下降。
　　(3)1280℃/6h空冷熱處理在合金中的馬氏體板條內(nèi)部不產(chǎn)生微孿晶；而油淬卻在馬氏體板條內(nèi)部產(chǎn)生等間距的微孿晶亞結(jié)構(gòu)，不論馬氏體晶帶軸取向如何，這些孿晶馬氏體均以{111}晶面作為孿晶面，而且在孿晶主衍射斑點(diǎn)沿〈111〉方向上產(chǎn)生附加條紋。