Ni3Al 合金蜂窩的制備及微觀組織演變規(guī)律

王志廣，孫小明，杜令忠，蘭昊，黃傳兵，張偉剛

（中國(guó)科學(xué)院過程工程研究所，北京 100190）

封嚴(yán)技術(shù)作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)的重要技術(shù)，可改善發(fā)動(dòng)機(jī)氣路密封性，提高發(fā)動(dòng)機(jī)性能，降低油耗。隨著先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)向大推力、高推比、低油耗和高效率的方向發(fā)展，封嚴(yán)部件工作溫度不斷提升，質(zhì)量問題也日益突出，開發(fā)一種承溫能力更高、密度更低、強(qiáng)度更大和加工性能更優(yōu)異的新型高溫封嚴(yán)部件已成為亟需解決的問題[1-6]。

蜂窩封嚴(yán)是一種先進(jìn)的可磨耗密封技術(shù)，具有密度低、強(qiáng)度高、性能穩(wěn)定和服役時(shí)間長(zhǎng)等優(yōu)點(diǎn)。蜂窩封嚴(yán)環(huán)由合金蜂窩壁與背板組成，主要應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)、汽輪機(jī)和其他透平機(jī)械的軸封、葉頂間隙密封。目前，高溫蜂窩封嚴(yán)環(huán)由鎳基合金板材經(jīng)剪裁、滾壓、對(duì)焊、組焊和高溫釬焊一系列工藝加工制成，不但加工工藝復(fù)雜，而且封嚴(yán)環(huán)實(shí)際使用溫度受焊料耐受溫度限制，不能超過1000 ℃。這顯然已經(jīng)無法滿足現(xiàn)代航空發(fā)動(dòng)機(jī)對(duì)封嚴(yán)部件提出的高溫需求[7-8]。

為進(jìn)一步提升封嚴(yán)部件的工作溫度，提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)性能，選取密度更低、高溫性能更加優(yōu)異的蜂窩壁材料并取代高溫釬焊工藝刻不容緩，而Ni-Al 系金屬間化合物是受到廣泛關(guān)注的一類高溫結(jié)構(gòu)材料，具有比鎳基高溫合金更低的密度、更高的熔點(diǎn)以及良好的抗氧化性和高溫強(qiáng)度，可應(yīng)用于更為嚴(yán)苛的高溫環(huán)境，有望成為高溫封嚴(yán)領(lǐng)域極具應(yīng)用前景的結(jié)構(gòu)材料之一[9]。在Ni-Al 系金屬間化合物中，富Al 相（NiAl3、Ni2Al3和Ni5Al3）因熔點(diǎn)低，在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用較少，而Ni3Al 具有熔點(diǎn)高、強(qiáng)度大和高溫抗氧化性能強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，作為高溫結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用前景更加廣泛[10-17]。此外，Ni3Al 金屬間化合物存在室溫塑性低、低溫易脆的缺點(diǎn)，造成室溫加工性能差，難以實(shí)現(xiàn)蜂窩結(jié)構(gòu)成形，嚴(yán)重制約其在高溫封嚴(yán)領(lǐng)域的應(yīng)用。

本研究打破高溫合金蜂窩從零到整的加工思路，利用市售Al 蜂窩為原始結(jié)構(gòu)材料，在其表面電鍍Ni，通過高溫?zé)釘U(kuò)散使Ni-Al 發(fā)生界面擴(kuò)散反應(yīng)，最終得到Ni-Al 系金屬間化合物。對(duì)該過程中Ni-Al 界面擴(kuò)散反應(yīng)的研究尤為重要。眾多學(xué)者利用Ni-Al 擴(kuò)散偶對(duì)不同熱處理溫度及時(shí)間下Ni-Al 界面擴(kuò)散反應(yīng)進(jìn)行研究，已經(jīng)對(duì)Ni-Al 界面的組織結(jié)構(gòu)演變有了一定程度的認(rèn)識(shí)[18-23]。但是，目前的研究大多集中在1000 ℃以下某一較窄溫度區(qū)間的Ni-Al 界面組織演變規(guī)律，而對(duì)高溫以及較寬溫度區(qū)間的Ni-Al 界面組織演變規(guī)律沒有進(jìn)行詳盡的闡釋。因此，本文通過電鍍法實(shí)現(xiàn)Ni3Al 合金蜂窩原位成形，在較寬溫度區(qū)間內(nèi)，深入研究熱擴(kuò)散溫度和時(shí)間對(duì)Ni-Al 合金蜂窩組織結(jié)構(gòu)的影響，對(duì)蜂窩封嚴(yán)的應(yīng)用、Ni-Al 系金屬間化合物的制備以及Ni-Al 異種金屬的連接提供技術(shù)及理論支撐。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料的制備

原始結(jié)構(gòu)材料為如圖1 所示的Al 蜂窩（純度99.9%），取一段長(zhǎng)10 mm 的Al 蜂窩壁作為研究對(duì)象。電鍍前，將試樣用HNO3+HF（質(zhì)量比為3∶1，分析純）溶液進(jìn)行表面活化處理，時(shí)間為3～5 s，處理完畢后的試樣置于電鍍裝置中進(jìn)行電鍍，電鍍完成后取出試樣，即得到含85%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鎳殼的Ni-Al 擴(kuò)散偶。電鍍的具體參數(shù)見表1。為防止在升溫過程中Ni 和Al 因膨脹系數(shù)差異而誘發(fā)的內(nèi)應(yīng)力及界面開裂，高溫?cái)U(kuò)散之前，需將電鍍后的Ni-Al 擴(kuò)散偶在150 ℃低溫下退火2 h，以消除內(nèi)應(yīng)力[18]。

圖1 Al 蜂窩Fig.1 Aluminum honeycomb

表1 瓦特鎳電鍍工藝參數(shù)Tab.1 Watt nickel electroplate process parameters

1.2 Ni-Al 擴(kuò)散偶的恒溫?zé)釘U(kuò)散

首先研究了500、700、1100、1300 ℃擴(kuò)散溫度對(duì)Ni-Al 擴(kuò)散偶組織結(jié)構(gòu)變化的影響，升溫速率為5 ℃/min，氬氣氣氛下保溫1 h，并隨爐冷卻。為了深入探究Ni-Al 界面擴(kuò)散反應(yīng)機(jī)理，研究了500、1300 ℃下Ni-Al 擴(kuò)散偶隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)的組織演變過程。500 ℃下的保溫時(shí)間為10 min 及8、32 h，并隨爐冷卻；1300 ℃下的保溫時(shí)間為10、60、200、300 s 及1 h。為了減少升溫過程和高溫隨爐冷卻對(duì)組織的影響，爐膛達(dá)到設(shè)定溫度后放入試樣，保溫后立即取出，并空冷。

1.3 擴(kuò)散反應(yīng)層的觀察與測(cè)試

將熱擴(kuò)散后的試樣表面打磨至粗糙度0.5 μm，清洗、烘干，以待檢測(cè)。采用日本JEOL 公司JSM-7001F型掃描電鏡（SEM）分析微觀形貌，利用附帶的背散射電子（BSE）探頭分析試樣相分布，利用附帶的X射線能譜儀（Energy Dispersive Spectrometer，EDS）對(duì)材料不同相區(qū)進(jìn)行半定量點(diǎn)掃元素分析。采用荷蘭 Panalytical 公司的 X'pert Pro X 射線衍射儀器（XRD）對(duì)樣品進(jìn)行物相分析，采用Cu Kα 為射線源（λ=0.154 06 nm），加速電壓為40 kV，電流為40 mA，掃描范圍2θ=10°～90°。

2 結(jié)果與分析

2.1 Ni-Al 擴(kuò)散偶的組織結(jié)構(gòu)

從圖2a 中可以看出，電鍍前的鋁薄片厚度均勻，邊界清晰。從圖2b 中可以看出，Ni-Al 界面平整，無裂縫和孔洞，這說明Ni-Al 之間界面結(jié)合良好，在制備擴(kuò)散偶的過程中沒有明顯的擴(kuò)散反應(yīng)層出現(xiàn)。

圖2 電鍍法制備的Ni-Al 擴(kuò)散偶組織結(jié)構(gòu)Fig.2 Microstructure of Ni-Al diffusion couple prepared by electroplating: a) the wall of Al honeycomb cross-section morphology;b) Ni-Al diffusion couple cross-section morphology

2.2 溫度對(duì)Ni-Al 熱擴(kuò)散組織結(jié)構(gòu)的影響

如圖3 所示，熱擴(kuò)散溫度為500、700、1100 ℃時(shí)，均存在未耗盡的Ni 層，即層1。僅500 ℃時(shí)存在未耗盡的Al 層，即層2。而700、1100、1300 ℃時(shí)，Al 層已經(jīng)完全耗盡，并出現(xiàn)中空結(jié)構(gòu)，且中空區(qū)域的占比隨熱擴(kuò)散溫度的提升而逐漸擴(kuò)大。在1300 ℃時(shí)，中空區(qū)域達(dá)到最大，這是Ni-Al 擴(kuò)散速率差異導(dǎo)致的。

圖3a1 中的層1、2 之間為如圖3a2 所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有2 層，靠近Al 層的層3 占據(jù)擴(kuò)散層的主體，層4 靠近Ni 層。圖3b1 中的層1、4 之間為如圖3b2 所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有3 層，層4 在擴(kuò)散層最內(nèi)側(cè)，其厚度接近于整個(gè)擴(kuò)散層厚度，并具有中空結(jié)構(gòu)，層5 靠近層4，層6 靠近Ni 層。圖3c1中的層1、5 之間為如圖3c2 所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有2 層，層5 在擴(kuò)散層最內(nèi)側(cè)，其厚度接近于整個(gè)擴(kuò)散層厚度，并具有中空結(jié)構(gòu)，層6 靠近Ni 層。圖3d1 中擴(kuò)散偶已經(jīng)擴(kuò)散完全，形成均相，從圖3d2 中可以看出，有大量塊狀晶體沿晶界析出。

圖3 Ni-Al 擴(kuò)散偶在不同溫度下熱處理1 h 后的截面形貌Fig.3 The cross-sectional morphology of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at (a) 500 ℃, (b) 700 ℃, (c) 1100 ℃ and(d) 1300 ℃ for 1 h

為確定擴(kuò)散層的元素組成，對(duì)不同擴(kuò)散反應(yīng)層進(jìn)行能譜分析（EDS），結(jié)果見表2。根據(jù)Ni-Al 二元相圖[24]，NiAl3相中Al 元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為75%，Ni2Al3相中Al 元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為55.5%～63%，NiAl 相中Al 元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為45%～59%，Ni3Al 相中Al 元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為25%～27%。基于以上結(jié)果，推測(cè)圖3 中層3、層4、層5 和層6 依次為NiAl3層、Ni2Al3層、NiAl 層和Ni3Al 層。因此，不同溫度熱擴(kuò)散后的Ni-Al 擴(kuò)散偶形成不同的多層擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)：在熱擴(kuò)散溫度為500 ℃時(shí)，形成以Al 為內(nèi)芯，純Ni 為外殼，并以NiAl3-Ni2Al3薄層過渡的多層結(jié)構(gòu)；在熱擴(kuò)散溫度為700 ℃時(shí)，形成以Ni2Al3為內(nèi)芯，純Ni 為外殼，并以NiAl-Ni3Al 薄層過渡的多層中空結(jié)構(gòu)；熱擴(kuò)散溫度為1100 ℃時(shí)，形成以NiAl 為內(nèi)芯，純Ni 為外殼，并以Ni3Al 薄層過渡的多層中空結(jié)構(gòu)；熱擴(kuò)散溫度為1300 ℃時(shí)，Ni、Al 原子完全擴(kuò)散，根據(jù)文獻(xiàn)對(duì)Ni3Al金屬間化合物的研究，圖3d2 中大量沿晶界析出的顆粒相是γ′-Ni3Al 強(qiáng)化相[15]，所以該條件下最終形成以γ′-Ni3Al 為強(qiáng)化相的Ni-Al 合金中空殼。

表2 Ni-Al 擴(kuò)散偶在500、700、1100、1300 ℃下熱處理1 h 后不同擴(kuò)散層的能譜分析結(jié)果Tab.2 EDS of different diffusion layers of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 500, 700, 1100 and 1300 ℃for 1 h

不同熱處理溫度樣品的XRD 結(jié)果如圖4 所示。500 ℃熱處理1 h 樣品，其主相是Ni 和Al；700 ℃熱處理1 h 樣品，主相是Ni2Al3和Ni；1100 ℃熱處理1 h 樣品，主相是NiAl 和Ni；1300 ℃熱處理1 h樣品，主相是Ni3Al?？梢姡琗RD 檢測(cè)的相組成與上述EDS 和SEM 觀察的結(jié)果基本一致。

圖4 Ni-Al 擴(kuò)散偶在500、700、1100、1300 ℃下熱處理1 h 后的XRD 圖譜Fig.4 XRD pattern of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 500, 700, 1100, 1300 ℃ for 1 h

2.3 500 ℃低溫?zé)釘U(kuò)散過程

當(dāng)熱擴(kuò)散溫度為500 ℃時(shí)，由于Ni-Al 界面擴(kuò)散反應(yīng)緩慢，根據(jù)菲克定律W2=kt（式中：W為擴(kuò)散層厚度，t為熱處理時(shí)間，k為擴(kuò)散層生長(zhǎng)速率），純固相擴(kuò)散深度與時(shí)間的平方根成正比，在新相出現(xiàn)之前的時(shí)間段里，得到的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象類似，僅為擴(kuò)散反應(yīng)層厚度的增加。因此，本文只列出500 ℃熱處理10 min及8、32 h 三個(gè)具有代表性的實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行分析。

圖5 中層1 為未耗盡的Ni 層，層2 為未耗盡的Al 層，層1 和層2 之間是擴(kuò)散層。從圖5a1—c1 中可以看出，在不同的熱擴(kuò)散時(shí)間下，Ni 層和Al 層之間均形成明顯的擴(kuò)散層，且擴(kuò)散層總厚度隨時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸增加。同時(shí)，從圖5c1 中可以看出，Al 層耗盡，僅剩下中空的擴(kuò)散層和Ni 基外殼。這說明在32 h 熱擴(kuò)散后，Al 已經(jīng)完全擴(kuò)散。圖5a1 中的層1 和層2之間為如圖5a2 所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有2 層，層3 靠近Al 層，其厚度接近于整個(gè)擴(kuò)散層厚度，是Ni-Al低溫?cái)U(kuò)散首先產(chǎn)生的第一相；層4 靠近Ni 層，正處于生長(zhǎng)初期階段，呈島狀分布。圖5b1 中的層1 和層2 之間為如圖5b2 所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有2 層，層3 靠近Al 層，層4 靠近Ni 層，其厚度接近于整個(gè)擴(kuò)散層厚度。圖5c1 中的層1 和層4 之間為如圖5c2所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有3 層，層4 位于最內(nèi)側(cè)，厚度接近于整個(gè)擴(kuò)散層的厚度，并具有中空結(jié)構(gòu)，層5 靠近層4，層6 靠近Ni 層。

結(jié)合表3 列出的不同擴(kuò)散層能譜分析（EDS）結(jié)果，根據(jù)Ni-Al 二元相圖[24]，圖5 中層3、4、5、6依次為NiAl3、Ni2Al3、NiAl、Ni3Al 層。通過對(duì)比圖5a2—c2 可知，隨著熱擴(kuò)散時(shí)間的延長(zhǎng)，NiAl3層厚度經(jīng)歷先增大、后保持不變、再到最終消失的過程。Ni2Al3層厚度逐漸增加，取代了Al 和NiAl3的位置，成為擴(kuò)散層的主體，并且在Ni2Al3與Ni 的界面上出現(xiàn)新的兩層，即NiAl 層和Ni3Al 層。

表3 Ni-Al 擴(kuò)散偶在500 ℃下熱處理10 min 及8、32 h后不同擴(kuò)散層的能譜分析結(jié)果Tab.3 EDS of different diffusion layers of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 500 ℃ for 10 min, 8 and 32 h

圖5 Ni-Al 擴(kuò)散偶在500 ℃下熱處理不同時(shí)間后的截面形貌Fig.5 The cross-sectional morphology of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 500 ℃ for (a) 10 min, (b) 8 h and (c) 32 h

500 ℃熱處理不同時(shí)間樣品的XRD 結(jié)果如圖6所示。熱處理10 min 樣品的主相是Ni 和Al；熱處理8 h 樣品的主相是Ni2Al3、Ni 和Al；熱處理32 h 樣品的主相是Ni2Al3和Ni?？梢?，XRD 檢測(cè)的相組成與上述EDS 和SEM 觀察的結(jié)果基本一致。

圖6 Ni-Al 擴(kuò)散偶在500 ℃熱處理10 min 及8、32 h 后的XRD 圖譜Fig.6 XRD pattern of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 500 ℃ for 10 min, 8, 32 h

2.4 1300 ℃高溫?zé)釘U(kuò)散過程

通過快速升溫、降溫的熱處理方式，研究Ni-Al擴(kuò)散偶在高溫狀態(tài)下的反應(yīng)擴(kuò)散過程，結(jié)果如圖7 所示。圖7a1—d1 中，擴(kuò)散偶主體由兩部分構(gòu)成，其中最外側(cè)層1 為未消耗完的Ni 層，內(nèi)部為Al 相夾心層。隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長(zhǎng)，Al 相夾心層從如圖7a1 所示的多相混合結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為如圖7d1 所示的成分均一的單相結(jié)構(gòu)。擴(kuò)散時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，如圖7e1 所示，Ni層也隨之耗盡，擴(kuò)散偶已經(jīng)擴(kuò)散完全，形成均相。

結(jié)合表4 列出的不同擴(kuò)散層能譜分析（EDS）結(jié)果，根據(jù)Ni-Al 二元相圖[24]，圖7 中2、3、4、5、6區(qū)域依次為Al、NiAl3、Ni2Al3、NiAl 和Ni3Al。圖7a1 中的Ni 層、Al 相夾心層之間為如圖7a2 所示的擴(kuò)散層，該擴(kuò)散層有2 層，Ni2Al3層靠近Ni 層，NiAl3層靠近Al 層。NiAl3呈柱狀向Al 基中生長(zhǎng)，Ni 基中無任何析出相，Al 基中則出現(xiàn)了許多NiAl3析出相，在析出相之間存在無析出區(qū)。圖7b2 中，Ni2Al3層一部分在擴(kuò)散層最外側(cè)，與Ni 基直接接觸，結(jié)合圖7b1可知，其面積較大；另一部分呈島狀分布在擴(kuò)散層中間位置，并且完全被NiAl3相包裹，呈典型的包晶反應(yīng)形態(tài)，而NiAl3與Al 相共存，呈典型共晶反應(yīng)形態(tài)。圖7c2 中的擴(kuò)散層由4 部分構(gòu)成，依次是最外側(cè)的薄層 Ni3Al，中間占較大面積的過渡層 NiAl 和Ni2Al3，以及類似圖7b2 中最內(nèi)部的Al、NiAl3和Ni2Al3混合相。圖7d2 中的擴(kuò)散層僅由兩相組成，其中內(nèi)層為NiAl，厚度接近于整個(gè)擴(kuò)散層厚度，外層為Ni3Al。圖7e 中擴(kuò)散偶已經(jīng)擴(kuò)散完全，形成均相。圖7e2 是圖7e1 腐蝕金相的局部放大，圖中γ′-Ni3Al強(qiáng)化相尺寸較大，所以該條件下最終形成以γ′-Ni3Al為強(qiáng)化相的Ni-Al 合金。

圖7 Ni-Al 擴(kuò)散偶在1300 ℃下熱處理不同時(shí)間后的截面形貌Fig.7 The cross-sectional morphology of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 1300 ℃ for (a)10 s, (b)60 s, (c)200 s,(d)300 s and (e)1 h

表4 Ni-Al 擴(kuò)散偶在1300 ℃下淬火不同時(shí)間后不同擴(kuò)散層的能譜分析結(jié)果Tab.4 EDS of different diffusion layers of Ni-Al diffusion couple after quenching at different time

1300 ℃熱處理不同時(shí)間樣品的XRD 結(jié)果如圖8所示。熱處理10 s 樣品的主相是Ni 和Al；熱處理60 s 樣品的主相是Ni2Al3、NiAl3和Ni；熱處理200 s樣品的主相是Ni2Al3和Ni；熱處理300 s 樣品的主相是NiAl 和Ni；熱處理1 h 樣品的主相是Ni3Al?？梢?，XRD 檢測(cè)的相組成與上述EDS 和SEM 觀察的結(jié)果基本一致。

圖8 Ni-Al 擴(kuò)散偶在1300 ℃熱處理10、60、200、300 s和1 h 后的XRDFig.8 XRD of Ni-Al diffusion couple after heat treatment at 1300 ℃ for 10, 60, 200, 300 s and 1 h

3 討論

對(duì)于二元金屬界面，根據(jù)相律，在擴(kuò)散反應(yīng)過程中不能出現(xiàn)兩相共存的區(qū)域，金屬間化合物只能以逐層的方式生長(zhǎng)。因此，本文中的擴(kuò)散層均為單相組織[19]。

3.1 Ni-Al 熱擴(kuò)散過程中的初始相

眾多學(xué)者對(duì)Ni-Al 擴(kuò)散過程中的初始相存在爭(zhēng)議。Yang[20]和G. Lopez 等[21]學(xué)者的研究認(rèn)為，Ni-Al擴(kuò)散首先形成的新相為 NiAl3，然后通過擴(kuò)散發(fā)生NiAl3+Ni=Ni2Al3反應(yīng)。蔣淑英等[19]認(rèn)為，Ni 原子在界面處的鋁液中達(dá)到飽和之后，Ni 基與液相Al 即在此通過化學(xué)反應(yīng)首先生成了Ni2Al3相，且Ni 基和液相鋁在界面處不可能首先生成NiAl3相，否則在保溫過程中擴(kuò)散反應(yīng)無法繼續(xù)進(jìn)行。

本文實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，低溫?cái)U(kuò)散過程中，Ni、Al均為固相，擴(kuò)散層新相的產(chǎn)生與生長(zhǎng)主要受擴(kuò)散控制，在擴(kuò)散時(shí)間足夠長(zhǎng)的情況下，會(huì)形成按Al 濃度梯度排列的多層相。如圖5a1 和a2 所示，將熱處理時(shí)間控制在10 min，得到主體為NiAl3的擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)，并在Ni-NiAl3界面上有零星島狀Ni2Al3生成。這為低溫?cái)U(kuò)散過程中NiAl3為初始相的結(jié)論，提供了有力證明。如圖5c2 所示的低溫?zé)釘U(kuò)散32 h 后的擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)，此時(shí)，擴(kuò)散層從內(nèi)向外依次是Ni2Al3、NiAl、Ni3Al、Ni，擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)按照Al 濃度排列。

高溫?zé)釘U(kuò)散過程中，Ni-Al 擴(kuò)散偶瞬間升溫至1300 ℃，遠(yuǎn)高于Al 與NiAl3的共晶溫度。此時(shí)，Ni原子會(huì)溶解在Al 液中，在Ni 與Al 液邊界處，會(huì)首先生成Ni2Al3，而NiAl3是Al 液在冷卻過程中通過共晶反應(yīng)生成的。如圖5a2 和圖7a2 所示，短時(shí)間的低溫和高溫?zé)釘U(kuò)散得到的擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)類似，均為NiAl3-Ni2Al3擴(kuò)散層，但擴(kuò)散反應(yīng)過程中的初始相卻并不相同。

3.2 Ni-Al 固相擴(kuò)散過程

從2.2 和2.3 節(jié)熱擴(kuò)散結(jié)果可知，起始溫度低，Ni、Al 均為固相，Ni-Al 之間發(fā)生反應(yīng)擴(kuò)散過程，主要受擴(kuò)散控制，低溫下Al 的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)大于Ni，最終表現(xiàn)為Al 原子自內(nèi)向外滲透，使擴(kuò)散偶出現(xiàn)如圖3d 所示的中空結(jié)構(gòu)。在固定組分的Ni(85%)-Al 擴(kuò)散偶中，Ni-Al 固相擴(kuò)散如圖9 中過程a 所示。隨著Al原子外擴(kuò)散的進(jìn)行，在Ni-Al 界面首先迅速反應(yīng)生成NiAl3，之后Al 的外擴(kuò)散表現(xiàn)為NiAl3的生長(zhǎng)。NiAl3生長(zhǎng)到一定程度后，在Ni-NiAl3界面上繼續(xù)發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)，生成Ni2Al3。在700 ℃熱擴(kuò)散1 h 條件下，Al相耗盡，形成以Ni2Al3為主體的擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)。隨溫度升高或擴(kuò)散時(shí)間延長(zhǎng)，Al 原子繼續(xù)外擴(kuò)散，在Ni-Ni2Al3界面上反應(yīng)生成NiAl，之后Al 的外擴(kuò)散表現(xiàn)為NiAl 的生長(zhǎng)。在1100 ℃熱擴(kuò)散1 h 條件下，形成以NiAl 為主體的擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)。隨后在Ni-NiAl 界面最終反應(yīng)生成Ni3Al，之后Al 的外擴(kuò)散表現(xiàn)為Ni3Al的生長(zhǎng)。當(dāng)溫度提升至1300 ℃，Ni、Al 原子完全互擴(kuò)散，最終形成以γ′-Ni3Al 為強(qiáng)化相的Ni-Al 合金中空殼。

圖9 不同熱處理工藝下Ni-Al 擴(kuò)散過程示意圖Fig.9 Schematic diagram of Ni-Al diffusion mechanism under different heat treatment processes

3.3 Ni-Al 液固擴(kuò)散過程

從2.4 節(jié)高溫?zé)釘U(kuò)散結(jié)果可知，Ni-Al 擴(kuò)散偶中的Al 會(huì)迅速熔化成液態(tài)，Ni 會(huì)溶解在Al 液中，Ni-Al之間發(fā)生反應(yīng)擴(kuò)散和溶解擴(kuò)散過程，主要受反應(yīng)控制，最終表現(xiàn)為Ni 原子自外向內(nèi)滲透。在熱擴(kuò)散溫度為1300 ℃的條件下，Ni-Al 液固擴(kuò)散如圖9 中過程b 所示。一方面，Ni 原子會(huì)溶解在液態(tài)Al 中，并在濃度梯度的作用下由界面向鋁液內(nèi)部擴(kuò)散，冷卻后，如圖7b1 和圖7b2 所示。在Al 相中，根據(jù)Ni原子的濃度不同，通過共晶和包晶反應(yīng)，分別析出NiAl3和Ni2Al3。另一方面，如圖7a1 中的區(qū)域4 所示，在液態(tài)Al 與Ni 界面處會(huì)發(fā)生反應(yīng)，生成Ni2Al3初始相。Ni2Al3初始相在Ni-Ni2Al3界面處進(jìn)行固相反應(yīng)擴(kuò)散過程，界面的推移表現(xiàn)為Al 的擴(kuò)散，隨熱擴(kuò)散時(shí)間的延長(zhǎng)，Ni2Al3與Ni 之間出現(xiàn)與2.2、2.3節(jié)中類似的NiAl 和Ni3Al 過渡層。Ni2Al3初始相在Ni2Al3-Al 液界面處會(huì)發(fā)生分解與生成的動(dòng)態(tài)過程，界面的推移表現(xiàn)為Ni 的擴(kuò)散。當(dāng)Al 相完全耗盡，擴(kuò)散層首先被Ni2Al3占據(jù)，接著外部的Ni 繼續(xù)向內(nèi)部Ni2Al3滲透，NiAl 逐漸成為擴(kuò)散層的主體。1300 ℃熱擴(kuò)散300 s 后，擴(kuò)散過程基本穩(wěn)定，擴(kuò)散層結(jié)構(gòu)與圖3c2 相同，均是NiAl 為主相、Ni3Al 過渡的雙層結(jié)構(gòu)，但高溫?zé)釘U(kuò)散過程擴(kuò)散偶不會(huì)出現(xiàn)中空結(jié)構(gòu)。當(dāng)熱擴(kuò)散時(shí)間足夠長(zhǎng)，Ni、Al 原子完全互擴(kuò)散，最終形成Ni3Al 平衡相。

4 結(jié)論

1）Ni-Al 固相擴(kuò)散反應(yīng)過程中，Al 原子發(fā)生了明顯的外擴(kuò)散，NiAl3為擴(kuò)散層的初始相。隨熱處理溫度的提升，Ni-Al 擴(kuò)散偶可依次形成以NiAl3、Ni2Al3、NiAl 和Ni3Al 為擴(kuò)散層主體的多層中空結(jié)構(gòu)。

2）Ni-Al 液固擴(kuò)散反應(yīng)過程中，Ni 原子發(fā)生了明顯的內(nèi)擴(kuò)散，Ni2Al3為擴(kuò)散層的初始相。隨熱處理時(shí)間的延長(zhǎng)，液Al 夾心層變窄，直至消失，擴(kuò)散層依次形成以Ni2Al3、NiAl 和Ni3Al 為主體的多層實(shí)心結(jié)構(gòu)。

3）以Al 蜂窩為原始結(jié)構(gòu)材料，在其表面電鍍Ni，通過熱擴(kuò)散，使Ni-Al 發(fā)生界面擴(kuò)散反應(yīng)。在1300 ℃熱擴(kuò)散1 h 條件下，得到Ni3Al 基合金蜂窩壁，最終實(shí)現(xiàn)低密度Ni-Al 合金蜂窩的制備。