郭建亭，周蘭章

(中國科學院金屬研究所, 遼寧 沈陽 110016)

特約專欄

NiAl合金研究中的幾個重要發(fā)現(xiàn)

郭建亭，周蘭章

(中國科學院金屬研究所, 遼寧 沈陽 110016)

綜述了作者等從1988年至今，在“七五”至“九五”國家“863”計劃項目、國家自然科學基金面上項目、重點和重大項目(子課題)以及“九五”和“十五”重點項目支持下取得的最主要的科研成果，重點介紹了NiAl合金研究中的幾個重要發(fā)現(xiàn)：①NiAl及NiAl合金超塑性的發(fā)現(xiàn)及其機理研究。已發(fā)現(xiàn)10多種NiAl合金具有超塑性，超塑性變形的最大延伸率在160%～480%范圍波動，可以利用超塑性成型制成形狀復雜的無余量NiAl合金零件。②納米晶NiAl合金的強韌化及其良好高溫穩(wěn)定性的發(fā)現(xiàn)。納米晶NiAl、 NiAl合金及NiAl復合材料與粗晶粒相應材料相比，室溫至高溫的強度和塑性均有明顯提高，實現(xiàn)了強韌化。發(fā)現(xiàn)納米晶NiAl經1 000 ℃高溫長時退火，仍然保持納米晶粒組織，從而消除了人們對納米晶NiAl材料在高溫晶粒迅速長大從而失去一切優(yōu)越性能的疑慮。③內生顆粒NiAl基復合材料的強韌化及界面非晶層的發(fā)現(xiàn)。已研究的NiAl基復合金的強度和塑性同時獲得提高，實驗發(fā)現(xiàn)在NiAl基體和增強顆粒界面存在一種合適的非晶層，能有效吸收界面處殘余熱應力，有利于改善塑性和韌性。④NiAl合金自潤滑耐磨行為的發(fā)現(xiàn)及其機理研究。新近發(fā)現(xiàn)NiAl合金具有良好的自潤性能，這是由于在高溫摩擦磨損過程中，摩擦表面生成了1～3 μm厚的玻璃陶瓷潤滑膜。⑤NiAl共晶中Hf的沉淀強化作用的發(fā)現(xiàn)及JJ-3合金的研制。發(fā)現(xiàn)Hf加入NiAl共晶合金在NiAl基體、晶界和相界析出彌散分布的Ni2AlHf相，起沉淀強化和界面強化作用。利用這一發(fā)現(xiàn)，發(fā)展了一種綜合性能良好的JJ-3合金，它在1 100 ℃高溫強度超過幾乎所有的等軸晶高溫合金。

NiAl；NiAl超塑性；納米晶NiAl；高溫穩(wěn)定性；內生顆粒增強NiAl；NiAl自潤滑；NiAl共晶合金

1 前 言

中國科學院金屬研究所高溫合金和金屬間化合物研究組，從1962年開始研究高溫合金，從1988年開始，還同時研究高溫結構金屬間化合物，包括NiAl、Ni3Al、FeAl、Fe3Al、TiAl和Nb5Si3等。先后承擔了“七五”至“九五”期間Ni3Al及NiAl高技術新材料研究項目，是全國唯一獲得“863”計劃3個五年計劃資助，從事研究NiAl金屬間化合物的課題組。本研究組還先后承擔了國家自然科學基金4項面上項目、1項重點項目、1項重大項目,研究NiAl合金的強韌化，是全國唯一獲得6項國家自然科學基金項目資助，集中研究NiAl金屬間化合物的科研小組。在“863”計劃和國家自然科學基金資助下取得重大科研成果的基礎上，獲得了國防軍工重點項目——“九五”和“十五”計劃兩項重大課題，開展NiAl導向葉片材料和工藝研究。

NiAl及其合金是本組研究課題最多、研究時間最長、研究工作最深、對高溫結構金屬間化合物發(fā)表的學術論文最多，很多成果處于國際先進水平。NiAl超塑性的發(fā)現(xiàn)及其機理研究處于國際領先水平。課題組長郭建亭研究員應邀在不同國際會議作NiAl超塑性特邀報告5次[1-5]，本研究組已成為國內外知名的NiAl金屬間化合物研究小組。以下介紹研究組在研究NiAl合金的過程中幾個重要的發(fā)現(xiàn)。

2 NiAl及NiAl合金超塑性的發(fā)現(xiàn)及其機理研究

1998年作者等[6-8]在國內外首先發(fā)現(xiàn)NiAl-25Cr合金具有超塑性，以后又相繼發(fā)現(xiàn)NiAl-20Fe-Y,Ce[9-10]和NiAl-30Fe-Y[11-12]合金也具有超塑性。2001年進一步觀察到等原子比NiAl的超塑性變形行為[13-14]。到目前為止，本研究組已發(fā)現(xiàn)具有超塑性的NiAl合金有10余種，結果見表1[15]。本文中所有元素成分均為原子百分數(shù)，所有化合物的含量均為體積百分數(shù)。

表1 NiAl及其合金超塑性變形有關參數(shù)[15]

Note:m——strain rate sensitivity index,Qc——volume diffusion activation energy,A——elongation,and DS——directional solidification

NiAl及其合金的超塑性屬于組織超塑性?？梢园淳Я３叽绾托蚊矂澐譃閮深悾旱?類為等軸晶，有晶粒直徑在200 μm以上的粗晶，如NiAl和NiAl-P，也有晶粒直徑在10 μm以下的細晶，如NiAl-25Cr、NiAl-31Cr-2.9Mo-0.1Dy和NiAl-9Mo以及晶粒直徑介于兩者之間的中等晶粒，如NiAl-20Fe-Y，Ce和NiAl-30Fe-Y；第2類為柱狀晶，即經定向凝固形成的晶粒沿生長方向伸長而彼此平行，如NiAl-27Fe、NiAl-25Cr、NiAl-Cr-Mo-Hf和NiAl-15Cr等。

2.1 NiAl及其合金的超塑性變形特點

從表1數(shù)據可以看出，NiAl及其合金超塑性變形具有如下特點:

中等的超塑性延伸率 超塑性變形的最大延伸率在160%～480%范圍內波動，與許多金屬材料的超塑性在1 000%以上有所不同。利用超塑成形工藝制備復雜零件僅需150%～300%的延伸率，而且NiAl合金具有較低的流變應力，通常在有利的溫度和應變速率條件下，僅為25～50 MPa。由于NiAl合金室溫塑性極差，目前所發(fā)現(xiàn)的高強度NiAl合金的塑性幾乎都為零。因此，加工非常困難。NiAl超塑性的發(fā)現(xiàn)為解決這一難題提供了最好的方法，可以利用超塑性成形制成形狀復雜的無余量零件，如渦輪葉片等，而不需要車削、磨削等加工工序，而且利用超塑性成形工藝制備NiAl合金部件還可以減少材料加工過程中的能源消耗，可以用較小的設備壓制出復雜形狀的部件，從而節(jié)省原材料，提高零件的精度。

應變速率敏感指數(shù)(m)較小m值一般在0.30～0.60 (見表1)。比一些工業(yè)用超塑性合金的應變速率敏感指數(shù)(0.5～0.9)要小，而且初始等軸晶晶粒直徑越小，最大m值越接近上限。超塑性變形的表觀激活能(Qc)可以分為兩類，即等軸晶的NiAl、NiAl-20Fe-Y，Ce、NiAl-30Fe-Y以及柱狀晶NiAl-27Fe-3Nb、NiAl-25Cr和NiAl-15Cr合金的Qc=216～730 kJ/mol，接近或大于NiAl的體擴散激活能220～300 kJ/mol，而細小等軸晶NiAl-25Cr、NiAl-9Mo及NiAl-31Cr-2.9Mo-0.1Dy合金的Qc為110～180 kJ/mol，即約為NiAl體擴散激活能的1/3～2/3。說明前一類合金的超塑變形與晶格擴散有關，而后一類合金的超塑變形受晶界擴散等短程擴散控制。

2.2 NiAl及其合金的超塑性變形機理

本研究組的研究結果表明，NiAl及其合金的超塑性變形機理可分為粗晶合金、細晶和中等晶粒合金及定向凝固合金3大類。

2.2.1 粗晶合金

粗晶NiAl合金的超塑性變形機理，為位錯滑移和攀移同時作用下的動態(tài)回復和動態(tài)再結晶。實驗觀察表明，變形前等軸晶NiAl的晶粒直徑為200 μm，在1 100 ℃，初始應變速率為8.35×10-2s-1條件下進行超塑性變形，當應變量為0.40時，平均晶粒直徑已減小至100 μm，應變量為0.92時，平均晶粒直徑已細化為40 μm[18]。TEM觀察顯示，在應變初期晶粒內部存在大量的位錯，表明位錯的滑移和增殖占主導地位，并提供試樣的主要應變量。位錯密度的增加導致加工硬化，在真應力-真應變曲線上表現(xiàn)為應變初期應力的持續(xù)增加。局部形成位錯胞亞結構表明，在一定程度上發(fā)生了動態(tài)回復過程[18]。但在應變的后期，晶粒內部出現(xiàn)清晰的亞晶粒，在宏觀形貌上表現(xiàn)為晶粒的細化，表明在變形過程中發(fā)生了動態(tài)再晶[16]。在變形過程中，晶粒內部并未發(fā)現(xiàn)位錯纏結導致的位錯密度局部增高，而發(fā)現(xiàn)一些位錯的胞狀亞結構，表明這種動態(tài)再結晶過程與傳統(tǒng)的動態(tài)再結晶過程是不同的。B2型長程有序金屬間化合物NiAl一個重要特征是在高溫變形中，由于具有很高的層錯能，被激活的位錯在滑移過程中遇到障礙時并不分解成分位錯，而是通過交滑移或攀移緩解應力集中。攀移運動的結果使滑動位錯形成短小的位錯列，并隨著變形的進行不斷地吸收滑動位錯，通過多邊形化形成位錯網絡進而演化為小角度晶界甚至大角度晶界。這也是一種起源于動態(tài)回復的動態(tài)再結晶過程，是位錯滑動與攀移共同作用的結果。這個過程吸收了高溫變形產生的畸變能，使變形呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變，并且合金在此變形條件下具有較高的抗頸縮的能力，從而產生超塑性流變。因此，等原子比多晶NiAl的超塑性是由變形過程中發(fā)生的動態(tài)回復與再結晶來實現(xiàn)的。從超塑性變形的激活能分析，粗晶NiAl合金的超塑性受晶格擴散控制，位錯的攀移便是一種晶格擴散[18]。

2.2.2 細晶和中等晶粒合金

細晶粒和中等晶粒NiAl合金的超塑性變形機理為晶界滑動，同時伴隨有抑制孔洞形核和長大的動態(tài)回復。對NiAl-25Cr合金的實驗觀察表明，在超塑變形條件下，變形后拉長的共晶組織變?yōu)榫鶆蚍植嫉募毦ЫM織，這是由于晶粒的滑動和轉動，共晶條帶組織在晶界處被打斷發(fā)生扭折的結果。TEM觀察表明，在超塑性變形的應力-應變曲線的穩(wěn)態(tài)階段，位錯密度很低，幾乎所有視場都可以觀察到由位錯組成的位錯墻，在其附近偶爾發(fā)現(xiàn)一些位錯[18]，說明亞晶界與滑動位錯發(fā)生了交互作用，因此，穩(wěn)態(tài)流變的出現(xiàn)應是由于變形過程中產生的位錯與亞晶界位錯墻吸收的位錯在數(shù)量上相互抵消的結果。此外，由于β-NiAl與α-Cr存在較小的晶格錯配度，相界上總是存在位錯網[18]。這些錯配位錯既可以吸收晶內滑動位錯，也可向晶內發(fā)射位錯，通過這種交互作用使形變過程中產生的應力得到松弛，從而避免晶界孔洞形核與長大。

2.2.3 定向凝固合金

定向凝固NiAl合金的超塑性變形機理，為晶內的位錯滑移以及微弱的晶界和相界的滑動，同時伴隨NiAl相的動態(tài)回復以及Ni3Al相內的動態(tài)再結晶。

有關NiAl合金超塑性變形的機理還有待進一步的深入研究。

2.3 NiAl超塑性的人工神經網絡預測

作者等[21]最近利用人工神經網絡研究了NiAl及添加P, Mo, Fe, Y, Ce, Nb, Cr和Hf的NiAl合金的超塑性，建立了以化學成分，應變速率和溫度等為輸入參數(shù)的神經網絡，用來預測NiAl合金的超塑延伸率和應變速率敏感指數(shù)，預測并得出優(yōu)化化學成分的NiAl合金及其所對應的最大延伸率以及最佳實驗條件范圍，見表2。

表2 NiAl合金超塑性延伸率預測和化學成分優(yōu)化

Note:SR——Strain rate,T——Temperature,E——Elongation,m——Strain rate sensitivity index

與表1結果比較，NiAl-xP、NiAl-xMo、NiAl-xFe3Nb、NiAl-xMo0.5Hf和NiAl-7MoxHf等合金成分得到了優(yōu)化，超塑性延伸率有明顯提高，一些合金如NiAl、NiAl-20FeYCe, 獲得超塑性的最佳溫度和應變速率有很大提高。從表2還發(fā)現(xiàn)NiAl合金最大延伸率并不與最大應變速率敏感指數(shù)相對應；NiAl-30FeY合金在盡可能低的應變速率及1 400 K以上的溫度可以達到超過500%的拉伸延伸率。

3 納米晶NiAl合金的強韌化及其良好高溫穩(wěn)定性的發(fā)現(xiàn)

3.1 納米晶NiAl具有良好的強度與塑性

納米NiAl塊體材料室溫至高溫的壓縮屈服強度與溫度的關系如圖1所示[18]。可見，納米晶NiAl的室溫屈服強度是普通粗晶鑄造NiAl的2倍以上，至500 ℃仍保持這種優(yōu)勢。700 ℃屈服強度明顯降低，但較鑄態(tài)NiAl仍然高一倍。納米晶NiAl在室溫下的壓縮變形量為5%，比鑄態(tài)粗晶NiAl(2.8%)要高80%，高溫塑性也有明顯提高。納米晶NiAl與鑄態(tài)粗晶的NiAl相比，實現(xiàn)了強韌化。納米塊體材料700 ℃以下屈服強度的提高來源于晶粒細化，偏離化學計量比以及α-Al2O3陶瓷顆粒的存在，而塑性的改善也與晶粒的納米化有關，因為細晶可增加變形的均勻性和晶界協(xié)調變形的能力；并可降低應力集中，推遲微坑和微裂紋的形成，增加裂紋擴展路徑[18]。

圖1 納米晶NiAl的壓縮屈服強度與溫度的關系[18]

3.2 納米晶NiAl合金的良好強度與塑性

本研究組[22-24]先后研究了不同含量的Ti,Fe,Co,Cr等合金元素對NiAl機械合金化過程、反應機理和反應產物的影響，并測試了納米塊體材料的力學性能，圖2[18]為納米晶NiAl(Cr)塊體材料和鑄態(tài)參比樣的屈服強度與溫度的關系曲線[23]。由圖2可以看出，低溫和中溫區(qū)隨著Cr含量的增加，無論是鑄態(tài)還是納米塊體材料，都表現(xiàn)出屈服強度明顯提高。這種強化趨勢一直保持到800 ℃，超過800 ℃，試驗材料的屈服強度差別較小，但仍明顯高于鑄態(tài)NiAl的屈服強度，到1 000 ℃，試驗材料與鑄態(tài)基本一致。這說明Cr的固溶及沉淀強化作用隨溫度的升高而減弱，同時也反映過小的晶粒使高溫強度降低。NiAl(Cr)納米塊體材料表現(xiàn)出較高的室溫及中溫屈服強度，其原因是：Cr的固溶強化與沉淀強化，晶粒細化提供的強化和粉末污染產生的Al2O3陶瓷顆粒的彌散強化。少量γ′-Ni3Al(Cr)相存在所造成的反常屈服效應也會對中溫強度的改善起到一定的作用。

圖2 NiAl(Cr)塊體材料和鑄態(tài)參比樣的壓縮屈服強度與溫度的關系[23]

NiAl(Cr)納米塊體材料與鑄態(tài)參比樣室溫壓縮塑性的比較結果[18]表明，機械合金化合成的納米材料都顯示了大于10%的室溫壓縮塑性，試樣表面較平坦。其中，納米晶Ni50Al25Cr25塊體壓縮至20%仍沒有裂紋出現(xiàn)。鑄態(tài)純NiAl在壓縮至2.8%后破碎。而NiAl(Cr)鑄態(tài)參比樣的壓縮塑性雖較鑄態(tài)純NiAl好，但仍較低，在4%～7%之間，且在壓縮過程中，試樣表面可發(fā)現(xiàn)有微小裂紋產生?？梢?，納米塊體NiAl(Cr)合金室溫塑性良好，變形均勻。強度和塑性同時提高。

3.3 NiAl納米晶復合材料的強韌化

通過第二相的強化作用制備復合材料，有助于增強NiAl材料的高溫抗蠕變變形能力。此外，第二相顆粒的存在也可以阻礙晶界遷移，抑制晶粒的長大，提高材料的熱穩(wěn)定性，使材料保持精細的組織結構。制備NiAl基復合材料已成為提高NiAl性能最有希望的途徑。

用機械合金化(MA)方法已先后制備出納米晶NiAl-TiC[25-26]、NiAl-HfC[27-28]和NiAl-HfB2[29-30]等NiAl納米晶復合材料。NiAl-10HfC(10%HfC，質量分數(shù))不同溫度下的屈服強度如圖3所示[28]，可見，室溫下，NiAl-10HfC復合材料的屈服強度為鑄態(tài)NiAl的4倍；1 000 ℃時，NiAl-10HfC的屈服強度分別是鑄態(tài)NiAl和納米晶NiAl塊體材料的3倍和2倍。NiAl-10HfC復合材料具有較好的抗變形能力,歸因于較大的強化相顆粒分布于晶界，能夠抑制基體晶粒間的滑動和轉動并阻礙位錯越過晶界，從而強化基體晶界?；w晶粒內部彌散分布的較小的強化相強烈地阻礙位錯的運動，從而有效地提高了基體的強度。

圖3 NiAl-10HfC復合材料在不同溫度下的屈服強度[28]

NiAl-10HfC復合材料在應變速率為1×10-3s-1的室溫壓縮過程中最大變形量達14%，是鑄態(tài)NiAl的5倍，500 ℃時壓縮變形量達到20%，800 ℃以上壓縮量達到40%時仍未出現(xiàn)應力下降現(xiàn)象，肉眼觀察也未發(fā)現(xiàn)有裂紋產生。分布在基體中的球狀HfC強化相可以有效地阻止基體內裂紋的擴展或增加裂紋擴展的途徑，起到延緩材料斷裂的作用，所以，NiAl-10HfC復合材料既具有較好的高溫強化效果，又未引起塑性的明顯降低。

3.4 納米晶NiAl晶粒組織良好高溫穩(wěn)定性的發(fā)現(xiàn)

作為高溫結構材料由于在高溫長期使用，因此，材料的組織穩(wěn)定性是十分重要的，20世紀80年代，航空發(fā)動機渦輪葉片使用定向凝固高溫合金，其使用溫度達到980 ℃左右。正如前面所述，納米晶NiAl合金可以實現(xiàn)強韌化，但人們擔心NiAl納米晶粒在高溫要迅速長大，從而失去NiAl納米材料的一切優(yōu)越性。為此，我們選用高于Ni基定向合金在20世紀80年的使用溫度(980 ℃)的1 000 ℃，進行高溫長期退火，以研究納米晶NiAl的高溫穩(wěn)定性。結果，納米晶NiAl經過1 000 ℃長達100 h退火，材料的結構不發(fā)生變化，仍為β-NiAl。圖4為利用Scherrer公式測得的不同退火時間的晶粒直徑的變化[31]。由圖4可以看出,在退火初期，晶粒直徑迅速增大，然后長大趨勢逐漸變小。當退火時間達到30 h時，晶粒直徑從原來的30 nm增大到約55 nm。進一步退火，晶粒直徑幾乎不變，仍然保持在納米級。

圖4 納米晶NiAl 在1 000 ℃退火的晶粒尺寸與退火時間的關系[31]

納米晶NiAl的平均晶粒尺寸與退火時間的關系可以表示為

D-D0=Kt1/n或D5-D05=Kt

(1)

式中：D0為原始晶粒直徑，D為t時刻的晶粒直徑，K為常數(shù)，n為晶粒長大因子。長大因子n=5，略低于普通粗晶NiAl的長大因子(n=6)，但比純金屬的理想值(n=2)高得多。這說明納米晶NiAl在1 000 ℃以下是穩(wěn)定的。

本研究組[31]測量不同退火溫度下的晶粒(平均晶?；蜃畲缶Я?長大速率G，并利用式(2)的關系可以求得晶粒長大激活能Q。

ln(G)=ln(Go)-Q/(RT)

(2)

式中：G0和R是常數(shù)；T為絕對溫度。納米晶NiAl材料的晶粒長大激活能為166.7 kJ/mol。納米晶NiAl的晶粒長大激活能與NiAl在650～1 000 ℃的擴散激活能171 kJ/mol相近，因而退火過程中晶粒長大是由界面擴散機制控制的。

納米晶NiAl在高溫退火過程中具有良好的晶粒尺寸穩(wěn)定性，其原因有兩方面：①在高能球磨過程中難于避免地要生成少量的Al2O3粒子，分布于晶界或晶內，從而有效地阻止晶粒在高溫長大；②NiAl晶粒內的無序區(qū)阻止晶粒長大。大量高分辨電鏡觀察表明[32]，一個大直徑NiAl粒子內部常存在許多小直徑的NiAl，它們尚未合并在一起。這些小直徑NiAl粒子取向各異，而且粒子間存在無序區(qū)。這些無序區(qū)阻止了小粒子與大粒子以及小粒子之間的合并，從而有利于晶粒在高溫時穩(wěn)定。

納米晶NiAl在高達1 000 ℃高溫穩(wěn)定性良好，從而消除了人們對納米NiAl材料在高溫晶粒迅速長大從而失去一切優(yōu)越性的疑慮。

4 內生顆粒增強NiAl基復合材料的強韌化及界面非晶層的發(fā)現(xiàn)

采用自行研制的熱壓放熱反應合成法(HPES)制備了NiAl-TiB2[33]、NiAl-TiC[34]、NiAl/Cr(Mo)-TiC[35-36]、NiAl-Ni2AlTi-TiC[37]、NiAl-Al2O3-TiC[38]和NiAl-30Fe-TiC[18]等內生顆粒增強復合材料，并系統(tǒng)地研究了它們的合成機理、組織結構、界面和力學性能。與NiAl比較，這些NiAl基復合材料實現(xiàn)了強度、塑性和韌性的同時提高。其中，NiAl-20%TiB2(體積分數(shù))的高溫力學性能已超過國外目前最好的同類材料的高溫力學性能(見表4)，而用HPES法制備的NiAl-20%TiC的綜合性能也優(yōu)于用反應熱等靜壓(RHIP)法制備的NiAl-20%TiB2綜合性能，為國內外首創(chuàng)，已獲中國發(fā)明專利證書[39]，在NiAl基復合材料的實用化進程中走出了堅實的一步。下面將以NiAl-TiC和NiAl-TiB2為例進行介紹。

4.1 復合材料的力學性能與強韌化機理

4.1.1 室溫壓縮強度及塑性

表3為NiAl基復合材料及基體在HPES制備態(tài)及經過HIP或高溫退火處理后的室溫壓縮性能[33-34]。由表3可見，在同一種狀態(tài)下，復合材料的室溫屈服強度、抗壓強度及壓縮塑性均明顯比NiAl的高。3種材料經HIP處理后，屈服強度、抗壓強度及壓縮塑性也均好于處理前的。經過高溫退火后，NiAl-20%TiC復合材料的強度及塑性沒有明顯變化，而NiAl-20%TiB2復合材料的強度及塑性均得到了很大提高，NiAl的強度雖沒有明顯變化，但壓縮塑性卻得到了明顯提高。即使如此，NiAl的壓縮塑性仍然比NiAl-20%TiC的低。另外，在HPES狀態(tài)，NiAl-TiC復合材料的壓縮強度及塑性要明顯比NiAl-TiB2的高；而在HPES+HIP狀態(tài)，二者壓縮性能卻相差不大，前者要略好于后者。在HPES+HT狀態(tài)，NiAl-TiC的壓縮強度及塑性反而明顯比NiAl-TiB2的低。

表3 NiAl基復合材料在各種工藝條件下的室溫壓縮性能[33-34]

4.1.2 復合材料的高溫拉伸行為

表4列出了HIP處理后的NiAl基內生復合材料的高溫拉伸性能數(shù)據，應變速率為1.67×10-4s-1[33-34]。由表4可見，兩種復合材料的屈服強度和抗拉強度，在900 ℃均比基體材料提高1倍左右，而在980 ℃則比基體提高了2倍。另外，NiAl-20%TiC比NiAl-20%TiB2高溫強度稍高，但塑性也稍下降。從表4還可以看出，兩種復合材料在980 ℃時的強度要比在900 ℃時提高更明顯(相對于基體NiAl來說)，因而具有優(yōu)良的高溫強化效果。HPES工藝制備的NiAl-20%TiB2復合材料，與RHIP法制備的同種材料相比，在相同應變速率情況下，800 ℃屈服強度提高了25%，900 ℃提高了近1倍，而且在兩種溫度情況下，斷面收縮率稍高一些。RHIP法制備的NiAl-TiB2在900 ℃時的屈服強度基本上與HPES法制備的Ni-50Al強度相一致。另外，HPES制備態(tài)NiAl-20%TiC，在塑性不變的情況下，強度比RHIP法制備的NiAl-20%TiB2提高得更為明顯。因此，HPES工藝相對于RHIP法具有明顯的優(yōu)勢。

表4 NiAl基復合材料的高溫拉伸性能[33-34]

4.2 復合材料的組織與界面

采用HPES工藝制備的NiAl、NiAl-20%TiB2和NiAl-20%TiC這3種材料的金相組織表明，NiAl的晶粒直徑為10～300 μm，平均為200 μm；NiAl-20%TiB2晶粒直徑為10～40 μm，平均為20 μm；NiAl～20%TiC晶粒直徑為5～30 μm，平均為15 μm。顯然，復合材料NiAl基體的晶粒比單相NiAl要細小得多。

TiB2顆粒尺寸大多在0.5～3 μm之間，比較均勻地彌散分布于NiAl基體中。在大多數(shù)情況下為立方形或六角形塊狀結構，但有少數(shù)情況，尤其在含低體積分數(shù)TiB2的復合材料中，有長條狀結構存在。TiC顆粒直徑比TiB2小，大多在0.2～1 μm之間。TiC多為立方形塊狀結構，但它們的棱角不像TiB2那樣鋒利。

盡管TiC或TiB2顆粒與NiAl基體均為內生生成，但二者結構差別很大，因此，在一般情況下，TiC與NiAl或TiB2與NiAl之間不存在確定的晶體學取向關系。然而，在某些特殊場合可偶爾觀察到一些界面的取向關系。實驗觀察結果表明，NiAl-TiB2至少有3種取向關系：

NiAl-TiC也有3種取向關系：

(b) [011]TiC//[001]NiAl；(200)TiC//(100)NiAl

要觀察到兩相以一定的取向關系存在，需要同時滿足下列條件：NiAl和TiB2或TiC都處于有利于高分辨成像的低指數(shù)晶帶軸方向，并且界面平行于入射電子束方向。圖5[18]所示為一個半共格的NiAl/TiC界面的直觀HRTEM像，圖中雙箭頭表示界面?？梢?，NiAl/TiC界面十分平直、光滑，為直接的原子結合，無界面中間相存在。

圖5 沿著[011]TiC方向觀察的NiAl/TiC界面的HRTEM像[18]

大量的HRTEM電鏡觀察表明，TiC與NiAl或TiB2與NiAl的界面大多數(shù)情況下都是光滑平直的，沒有界面中間相存在。然而，在少數(shù)場合我們發(fā)現(xiàn)TiC與NiAl或TiB2與NiAl界面存在有過渡層。圖6給出了NiAl/TiC界面存有一個厚度約為3nm的非晶層[37]，比NiAl/TiB2界面觀察到的1.5nm厚非晶層要厚一些，而且觀察到的機會比后者更多一些。在界面處存有一個合適的界面過渡層，能有效地吸收界面處的殘余熱應力，從而有利于改善其低溫塑性和韌性。但如果非晶層大量存在，會降低界面結合強度，使復合材料的強度降低。因此，所研制的復合材料界面以光滑、平直，無中間相的存在形式為主，并存有一定數(shù)量的帶有過渡相的界面，這對提高復合材料的強韌性無疑是非常有利的。

圖6 NiAl/TiC界面非晶層的HRTEM像[38]

4.3 復合材料界面與宏觀力學性能的聯(lián)系

HPES法制備的復合材料，因增強劑在基體內內生形成，所以與基體在大多數(shù)情況下形成一個清潔、平直而無中間相的界面，而且一般以非共格或半共格的界面結合形式存在。從高分辨角度上看，界面兩側為直接的原子結合，界面至少有一側為較密排面或低指數(shù)面，導致界面結合能量較低，因而很穩(wěn)定，這種化學結合界面的結合的強度較高，能抵抗由于殘余熱應力而使界面裂開的傾向，所以在界面處未發(fā)現(xiàn)有裂紋。

在高溫拉伸試樣斷口上，很少看到顆粒/基體界面脫開現(xiàn)象，主要以基體的撕裂形式而使材料斷裂。這除了NiAl的高溫強度較低外，還與界面殘余應力在高溫時較小以及可以通過NiAl的滑移而得到一定程度的釋放有關。因此，這種強的界面結合對提高復合材料的強度有重要貢獻。

在界面處存在非晶層，可以緩和界面區(qū)域的殘余應力，因而對提高復合材料的塑性和韌性有利，但會削弱復合材料的強度。因此，合適的界面結合應以直接的半共格界面結合為主，并存在一定量的非晶層，這對提高復合材料的強韌性等綜合性能大有益處。由于在NiAl/TiC界面上觀察到非晶層的機會要多于NiAl/TiB2界面，所以，它對NiAl/TiC復合材料韌性提高的貢獻也大于NiAl/TiB2。但因非晶層的成分及形成機制不清楚，所以尚不能人為地控制內生復合材料中非晶層的數(shù)量及厚度。

5 NiAl合金高溫自潤滑耐磨行為的發(fā)現(xiàn)及其機理研究

本研究組新近的研究結果發(fā)現(xiàn)，NiAl合金在高溫具有良好的自潤滑耐磨性能，并深入研究了其機理[40-42]。NiAl合金在高溫優(yōu)異的自潤滑耐摩擦磨損性能，使其能在航空航天領域找到新的應用，如軸承等高溫耐磨零件。

NiAl-Al2O3-TiC復合材料與Ni基合金在不同溫度下的摩擦磨損性能曲線如圖7所示[40]，由圖7可見，400～600 ℃下復合材料的摩擦系數(shù)和磨損率隨實驗溫度的升高而增加，600 ℃下摩擦系數(shù)和磨損率分別為0.7和11.2×10-14m3/m·N，均高于Ni基合金的0.27和3.6×10-14m3/m·N；隨著磨損試驗溫度升高到700 ℃，復合材料的摩擦系數(shù)和磨損率急劇降低到0.22和8.5×10-14m3/m·N；磨損試驗溫度繼續(xù)升高到800 ℃和900 ℃，摩擦系數(shù)基本穩(wěn)定在0.22附近。磨損率則隨溫度的升高而分別增加至9.9×10-14和20×10-14m3/m·N。Ni基合金在700～900 ℃下的摩擦系數(shù)和磨損率分別為0.30、0.26、0.25和9.0×10-14、18.1×10-14、31.5×10-14m3/m·N。在700～900 ℃下復合材料由于具有自潤滑性能，磨損率低于Ni基合金，摩擦系數(shù)略低于Ni基合金。當然Ni基合金也具有較好自潤滑性能。

圖7 NiAl-Al2O3-TiC復合材料及Ni基合金在不同溫度下的摩擦磨損性能[40]

比較700～900 ℃和400～600 ℃下的摩擦磨損性能和摩擦表面形貌，可以發(fā)現(xiàn)，700～900℃下摩擦表面生成的潤滑膜是復合材料產生自潤滑耐磨性能的主要原因。TEM觀察表明，潤滑膜中含有大量的納米級晶粒(圖8[41])，電子衍射圖分析表明，潤滑膜中既有納米晶體又有非晶相存在。DSC曲線(圖9)表明，潤滑膜在1 086℃有一個明顯的放熱峰，說明潤滑膜中含有非晶相[40-41]。TEM和DSC的實驗結果證明,潤滑膜中存在一定比例的非晶相。NiAl-Al2O3-TiC復合材料在700～900 ℃下的磨損過程中，摩擦表面生成的潤滑膜是一種玻璃陶瓷材料。該玻璃陶瓷潤滑膜在磨損過程中,部分地轉移到SiC表面，形成玻璃陶瓷/玻璃陶瓷的摩擦狀態(tài)，降

低了摩擦系數(shù)。對比材料Ni基合金的摩擦系數(shù)在700～900℃為0.25～0.30，僅略高于NiAl復合材料，這是由于Ni基合金中所含的Ni，Co，W和Mo在高溫下可以氧化生成NiO、CoO、MoO3和WO3等氧化物，這些氧化物在高溫下剪切強度低而產生潤滑性能。由于玻璃陶瓷具有機械強度高、化學穩(wěn)定性及熱穩(wěn)定性好、使用溫度高及堅硬耐磨等優(yōu)點，故NiAl-Al2O3-TiC復合材料在700～900 ℃下的磨損率低于Ni基合金。此外，本研究組試驗還表明，NiAl-28Cr-5.6Mo-0.15Hf-0.25Ho共晶合金及NiAl-28Cr-6Mo-2S共晶合金有類似結果。

圖8 NiAl-Al2O3-TiC復合材料800 ℃潤滑膜的TEM照片(a)及選區(qū)電子衍射花樣(b)[41]

圖9 NiAl-Al2O3-TiC復合材料800 ℃潤滑膜的DSC曲線[41]

NiAl-Al2O3-TiC復合材料的自潤滑性能具有持久性，由圖10[41]可以看到，700 ℃下摩擦磨損初期，復合材料的摩擦系數(shù)較高，隨著摩擦磨損的進行，摩擦系數(shù)逐漸降低，10min左右后，摩擦系數(shù)降低至0.22附近，此后，隨摩擦磨損實驗的進行，摩擦系數(shù)基本保持穩(wěn)定。800 ℃和900 ℃的摩擦系數(shù)變化趨勢與700 ℃類似，不同的是，摩擦系數(shù)降低至0.22附近后，以0.22為中心上下波動。

圖10 不同溫度下NiAl-Al2O3-TiC復合材料的摩擦系數(shù)隨時間的變化[41]

上述試驗結果充分說明，NiAl-Al2O3-TiC復合材料、NiAl-28Cr-5.6Mo-0.15Hf-0.25Ho[42]以及NiAl-28Cr-6Mo-2S共晶合金在700～900 ℃溫度區(qū)間的高溫摩擦磨損實驗中，摩擦表面生成了1～3μm厚的玻璃陶瓷潤滑膜，產生了高溫持久自潤滑耐磨性能。該潤滑膜可向SiC表面轉移，形成玻璃陶瓷/玻璃陶瓷的摩擦狀態(tài)，消除NiAl材料與SiC之間的直接接觸。潤滑膜的形成與摩擦表面溫度有重要關系。當摩擦表面溫度達到Ni的劇烈氧化溫度時，表面的NiAl材料生成Ni,Al,Cr等氧化物顆粒，而脫離表面的NiAl材料磨屑在SiC盤的反復碾壓下，也很快發(fā)生斷裂、碎化和動態(tài)氧化而生成Ni,Al,Cr等氧化物粉末，并通過摩擦化學反應形成玻璃陶瓷潤滑膜覆蓋在摩擦表面。隨著溫度的升高，NiAl材料和潤滑膜的強度降低，潤滑膜剝落加劇，磨損率升高。潤滑膜剝落后裸露出的新鮮NiAl材料在試驗溫度和瞬時閃溫的共同作用下發(fā)生氧化，生成的氧化物顆?？梢岳^續(xù)形成玻璃陶瓷。剝落凹坑四周的玻璃陶瓷潤滑膜在正壓力和摩擦力的共同作用下發(fā)生塑性變形，填補進剝落凹坑，快速修復潤滑膜，保證了自潤滑耐磨性能的持久性。超過900 ℃，SiC微凸體壓入潤滑膜，摩擦系數(shù)和磨損率均升高。

低于700 ℃時，在SiC微凸體或Al，Cr氧化物顆粒的犁削作用下，NiAl-Al2O3-TiC復合材料和NiAl-28Cr-5.6Mo-0.15Hf-0.25Ho共晶合金發(fā)生嚴重的磨粒磨損，摩擦系數(shù)和磨損率較高。NiAl-28Cr-6Mo-2S共晶合金中的CrxSy型共晶體化合物相可變軟或熔化，在200～400 ℃的磨損過程中，形成由納米CrxSy型共晶體化合物晶粒構成的較完整的潤滑膜覆蓋在摩擦表面，具有自潤滑性能。該潤滑膜也可向SiC表面轉移，消除共晶合金與SiC之間的直接接觸。110 ℃下，CrxSy型共晶體化合物成膜能力不足，摩擦系數(shù)較高。500 ℃和600 ℃下，CrxSy型共晶體化合物變軟，SiC微凸體或Al，Cr氧化物顆粒的犁削作用導致磨損率和摩擦因數(shù)升高。

NiAl-Al2O3-TiC復合材料由于具有良好高溫自潤滑性能，已獲中國發(fā)明專利證書(ZL200810012052.5)[43]。

6 NiAl共晶合金中Hf的沉淀強化作用的發(fā)現(xiàn)及JJ-3合金的研制

NiAl共晶合金具有較好的蠕變強度與斷裂韌性的平衡。為了進一步改善共晶合金的力學性能，作者等試圖通過加入Hf，Zr和Nb等合金元素改變已有共晶合金的化學成分，實現(xiàn)固溶強化和沉淀強化。研究的共晶合金系統(tǒng)有NiAl-Cr(Mo)-Hf[44]，NiAl-Cr-Zr[32]，NiAl-Fe-Nb[17]和NiAl-Mo-Nb[18]等。為了使制備工藝簡化，并降低成本，所研究的NiAl共晶合金采用了普通精密鑄造+熱等靜壓處理工藝。由于Hf對力學性能的有利影響最佳，下面重點介紹NiAl-Cr(Mo)-Hf合金的研究結果。

6.1 Hf在NiAl共晶合金中的作用

6.1.1 NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金的組織結構及Ni2AlHf沉淀強化相

合金的鑄態(tài)組織是由黑色的NiAl(β)相和灰白色的Cr(Mo)相組成的共晶合金，在相界處聚集白色Ni2AlHf(Heusler)相，見圖11所示[44]。Ni2AlHf的成分為：Al，23.40%；Cr，3.25%；Ni，50.69%和Hf，22.66%。長度一般在5～100 μm之間。合金經HIP處理后雖然共晶形貌沒有發(fā)生明顯變化，但經掃描電鏡能譜分析可知，NiAl和Cr(Mo)相界處的Ni2AlHf相數(shù)量明顯減少，而且已轉變?yōu)镠f的固溶體，其成分為：Hf，87.18%；Ni，7.49%；Cr，4.15%和Al，1.18%。經HIP處理后，再進行時效處理，在晶內、晶界和相界要析出非常細小的Heusler沉淀，見圖12所示HRTEM像[18]，可以看出，NiAl/Cr和NiAl/Ni2AlTi相界面呈原子間直接結合，不存在非晶層或第二相，沿界面方向可以看到界面錯配位錯[18]。這種界面有利于合金強度的提高。

圖11 NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金鑄態(tài)組織的背散射電子像[44]

圖12 在NiAl基體中存在的大量Heusler相(a)和沉淀在NiAl晶界區(qū)域的Heusler顆粒(b)的HRTEM像[18]

6.1.2 NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金的力學性能與Ni2AlHf的沉淀強化

合金室溫至高溫壓縮性能測試結果示如圖13所示[44]。圖13中同時給出了用熱壓放熱反應合成(HPES)方法制備的NiAl-28Cr-6Mo合金的壓縮強度，以便比較。顯然，Hf的加入提高了NiAl-Cr(Mo)合金的強度，經HIP處理后材料的強度有了更明顯的提高，而且，在高溫下經HIP處理后材料的強度更高。例如，未經HIP處理的NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金在1 100 ℃的壓縮屈服強度為215 MPa，而經HIP處理后的材料壓縮屈服強度為453 MPa，比未經HIP處理的材料強度提高了1倍。鑄態(tài)NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金在整個試驗溫度范圍內強度明顯提高，一方面是由于Hf對NiAl基體的固溶強化作用，另一方面是由于加入Hf形成了聚集在NiAl和Cr(Mo)相界上的Ni2AlHf相產生的沉淀強化作用，所以，含Hf的NiAl/Cr(Mo)合金的強度優(yōu)于HPES方法制備的NiAl/Cr(Mo)合金；而經HIP處理后合金強度的進一步提高是由于NiAl基體、晶界和相界析出了彌散分布Ni2AlHf相，起沉淀強化和界面強化作用。另外，HIP處理過程能有效地消除鑄造缺陷，也有利于合金性能的提高。

圖13 NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金的室溫至高溫壓縮性能[44]

6.2 JJ-3合金研制與性能

由于加入Hf有利于提高合金力學性能，以后又相繼研究了0.2Hf和0.5Hf等不同Hf含量對NiAl- Cr(Mo)共晶合金組織結構和力學性能的影響，本研究組最終發(fā)展了一種高溫力學性能優(yōu)異的NiAl共晶合金，即JJ-3合金。該合金已獲中國發(fā)明專利證書[45]。

合金成分 JJ-3合金的化學成分列于表5[46]，與高溫合金比較，JJ-3合金成分比較簡單，不含有Co,W,Nb和Ta等價格昂貴的合金元素，合金成本低廉。

表5 JJ-3合金的化學成分(原子百分數(shù))[46]

化學性能 JJ-3合金不同溫度100 h氧化后的氧化速率見表6[46]。由表6可見，JJ-3合金在1 000～1 200 ℃均屬抗氧化級。與等原子比NiAl比較，盡管抗氧化性能有所降低，但仍然可以與高溫合金進行比較。作者查閱了中國航空材料手冊所有高溫合金在1 100～1 200 ℃的氧化速率，并與JJ-3合金進行對比。發(fā)現(xiàn)JJ-3合金在1 100 ℃的氧化速率比GH4049、GH2130和GH2302的氧化速率(分別為1.07、1.13和1.21g/m2·h)低，這些合金抗氧化性能比JJ-3合金的抗氧化性能差，屬于次抗氧化級。JJ-3合金與所有其他能查到氧化數(shù)據的高溫合金一樣，都屬于抗氧化級。若采用NiAl微晶涂層，則可進一步改善抗氧化性能，氧化增重降低一個數(shù)量級[47]。

表6 JJ-3合金100 h氧化后的氧化速率[46]

力學性能 溫度對JJ-3合金不同熱處理狀態(tài)壓縮屈服強度和塑性的影響見表7[46]和表8[11]，可見，JJ-3合金高溫屈服強度優(yōu)異。JJ-3合金在980～1 100 ℃的高溫拉伸性能見表9[47]。JJ-3合金經HIP處理后于1 100 ℃的持久壽命和持久塑性見表10[46]。

表7 JJ-3合金壓縮屈服強度和塑性與溫度的關系[46]

Note:Sample is prepared by as-cast +heat treatment at 1 500℃ for 10 h

表8 溫度對JJ-3合金壓縮屈服強度和塑性的影響[46]

Note:Sample is prepared by as-cast+HIP treatment at 1 250 ℃, 200 MPa for 4.5h

表9 JJ-3合金的高溫拉伸性能[46]

表10 JJ-3合金1 100 ℃持久性能[46]

JJ-3合金鑄態(tài)在1 000～1 100 ℃下的蠕變激活能為248 kJ/mol，蠕變應力指數(shù)n為6.14，經HIP處理后的蠕變激活能和蠕變應力指數(shù)分別為307 kJ/mol和3.10[46]。

JJ-3合金1 100 ℃的高溫拉伸性能和持久強度幾乎比中國航空材料手冊中所有等軸晶高溫合金都高，只有K4002 Ni基鑄造高溫合金性能較JJ-3稍好，這是一個例外。

組織穩(wěn)定性 JJ-3合金在1 100 ℃長期時效200 h，合金中的NiAl相，Cr(Mo)相和Heusler相都未發(fā)生變化，組織穩(wěn)定性良好，沒有發(fā)現(xiàn)任何有害相析出。980 ℃瞬時拉伸試驗結果表明，力學性能穩(wěn)定[46]。

物理性能 對JJ-3合金的全面物理性能進行測試，內容包括密度、導熱率、熔點、熱膨脹系數(shù)、比熱容、熱擴散數(shù)系數(shù)、楊氏模量、切變模量和泊松比，NiAl合金JJ-3物理性能中對高溫應用最有利的是密度、熔點和導熱率。

JJ-3合金的密度為6.271 g/cm3[46]，僅為Ni基高溫合金密度的2/3，NiAl及其合金的密度很低，對結構應用具有非常重要的意義。第1，可有效地提高比強度，這對宇航結構件是非常重要的。第2，制作渦輪葉片可以減輕質量，減少葉片自身質量引起的離心應力，從而減小渦輪盤的尺寸，可使整個渦輪轉子的質量減少30%～40%。對于典型的燃氣渦輪發(fā)動機，每級轉子降低質量可達50 kg左右。轉子質量的降低，還能減輕支承結構件的軸和軸承的質量。盤子和葉片質量的降低還可降低轉子的慣性質量，從而增加發(fā)動機的加速性。用NiAl制作渦輪導向葉片也可以減輕質量約40%。第3，可以提高發(fā)動機葉片設計者設計的靈活性，增加空心葉片的壁厚，從而降低應力，延長使用壽命。第4，可以提供較高的葉片振動自然頻率，從而避免特定操作范圍所激發(fā)的振動疲勞。因此，低密度NiAl合金將在一系列方面改善高溫結構件的性能。

JJ-3合金的熔點達1 440 ℃[46]，較一般Ni基高溫合金高100～150 ℃。熔點高，使用溫度就可以提高。目前，Ni基變形高溫合金使用溫度達950～1 000 ℃，Ni基鑄造高溫合金的使用溫度為1 050～1 100 ℃，已達材料絕對熔點溫度的0.8左右。如果JJ-3合金的使用溫度也考慮在熔點的0.8倍，其使用溫度可望達到1 150 ℃，可比現(xiàn)有高溫合金提高100～150 ℃左右。國內目前大量使用的Ni基鑄造高溫合金導向葉片材料，就是因為其熔點低，常常出現(xiàn)葉片燒壞等故障。JJ-3合金的熔點較目前熔點最高的Co基高溫合金K640和單晶高溫合金DD-3還高100 ℃。可見，JJ-3合金用作導向葉片具有明顯的優(yōu)越性。

熱導率是渦輪葉片和導向葉片設計的一個非常重要的參數(shù)，因為高的熱導率可以使葉片產生均勻的溫度分布，并防止局部溫度的過熱，提高使用壽命。JJ-3合金的導熱率大。在20～1 200 ℃，為29～47 W/m·K[46]，是一般Ni基高溫合金的2～4倍。JJ-3合金大的導熱率可使零件熱量迅速傳遞，降低零件溫度梯度。由于零件所受的熱應力與溫度梯度成正比，因而熱應力降低，可以改善熱疲勞性能。若用JJ-3合金制成空心渦輪葉片和導向葉片，則表面溫度可以降低，可以減少氣冷葉片的冷卻空氣量。將JJ-3合金制成的典型渦輪葉片與高溫合金渦輪葉片比較，葉片的峰值溫度可以降低50 ℃。

零件制備 采用普通真空感應爐熔煉和精密鑄造方法，通過多次反復試驗，找出了合適的熔煉和精鑄工藝，制備出JJ-3合金渦輪葉片，如圖14所示[18]。

圖14 JJ-3合金渦輪葉片毛坯宏觀照片[18]

7 結 語

(1)在國際上首先發(fā)現(xiàn)脆性NiAl合金具有超塑性。目前已發(fā)現(xiàn)10多種不同成分的NiAl合金具有超塑性，這些合金的超塑性變形機理已發(fā)現(xiàn)3種，即位錯滑移和攀移同時作用下的動態(tài)回復和再結晶；晶界滑動，同時伴隨有抑制孔洞形核和長大的動態(tài)回復；晶內位錯滑移及微弱的晶界和相界滑動。

(2)研制成功NiAl納米晶及其復合材料，NiAl納米晶塊體材料強度和塑性同時明顯提高，達到了強韌化目的。NiAl納米復合材料與NiAl納米材料比較，強度和塑性又進一步提高。納米晶NiAl塊體材料在1 000 ℃高溫長期保溫，具有良好的晶粒尺寸穩(wěn)定性，這一發(fā)現(xiàn)為納米晶NiAl在高溫應用提供了依據。

(3)用作者課題組研制的HPES法成功制備出內生顆粒增強NiAl基復合材料，其強度和塑性同時獲得提高，獲中國發(fā)明專利證書，并對強韌化機理進行了深入研究，首次發(fā)現(xiàn)晶界上存在對改善塑性有利的非晶相。

(4)在國際上首先發(fā)現(xiàn)NiAl合金在高溫具有優(yōu)異的自潤滑耐磨性能，并對其機理進行了深入研究。

(5)發(fā)現(xiàn)Hf在NiAl共晶合金中的沉淀強化作用，研制成功NiAl/Cr(Mo)-Hf合金，在1 100 ℃的高溫強度超過幾乎所有的等軸晶高溫合金，并已獲中國發(fā)明專利證書。

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(編輯：易毅剛)

Several Important Findings of Studies on NiAl Alloys

GUO Jianting,ZHOU Lanzhang

(Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016,China)

Supported by state “863” projects from “7thFive-Year” to “9thFive-Year”, four general projects of the national natural science funds, one key program, one subproject of a major project, and key projects of national defense and military industry during “9th Five-Year” and “10th Five-year” since 1988,the five main findings were achieved and are introduced in this paper. ① The superplasticity and its mechanisms of the NiAl alloys. More than ten NiAl alloys exhibit superplasticity with the maximum elongation of 160%～480%, which enables NiAl alloy to be used for fabricating allowance-free parts with complicated morphologies. ② Mechanisms of strengthening and toughening of nanocrystalline NiAl and its excellent high temperature stability. Compared with that of coarse grain materials, both the strength and ductility at room temperature and high temperature of nanocrystalline NiAl, NiAl alloy and NiAl composited materials are improved obviously. Moreover, nanocrystalline NiAl maintains nanocrystalline microstructure during long-term annealing at 1 000 ℃, which eliminates the doubt that the grains will grow up rapidly when the alloy is exposed at high temperature and finally lose its excellent mechanical properties. ③ Strengthening and toughening of in-situ particle-reinforced NiAl composites and amorphous layer at interface. Existing at the interfaces of NiAl matrix and reinforced particle, the amorphous layer is beneficial to eliminating residual thermal stress, and future to improve the plasticity and ductility. ④ Self-lubrication wear-resistant behavior of NiAl alloys and its mechanism. NiAl alloy was found recently having good self-lubrication property because of the appearance of glass and ceramic lubricating film in thickness of 1～3μm during high temperature friction and wear. ⑤ The effect of precipitate-strengthening of element Hf in NiAl eutectic alloy and development of JJ-3 alloy. Dispersion scattered Ni2AlHf precipitates are found in matrix, at grain boundaries, and at phase interfaces in Hf-doped NiAl eutectic alloy, which contributes to precipitation strengthening and interface strengthening. Based on this finding, recently JJ-3 alloy was developed,which possesses excellent comprehensive properties and the strength at 1 100℃ is better than nearly all of the equal-axis crystal superalloys.

NiAl alloy; superplasticity of NiAl alloy; nanocrystalline NiAl; self-lubrication of NiAl; in-situ particle-reinforced NiAl; NiAl eutectic alloy

2014-04-30

及通訊作者：郭建亭，男，1938年生,研究員，博士生導師，Email:jtguo@imr.ac.cn

10.7502/j.issn.1674-3962.2015.02.01

TG132.3+2

A

1674-3962(2015)02-0097-14