金屬間化合物以相圖中部的有序成分作為基體，其性能介于金屬和陶瓷之間，常用作結構材料[1,2]。其中，NiAl金屬間化合物(NiAl合金)熔點高、密度低，具有較好的導熱性、優(yōu)異的抗氧化性以及耐磨性[3]，在航空航天等領域有廣闊的應用前景，有望取代鎳基高溫合金成為新一代高溫結構材料。但由于NiAl合金具有較低的室溫塑性、斷裂韌性以及高溫強度，其實際應用受到了限制。為了解決上述問題，國內外研究者通過添加合金元素[4,5]的方式有效地改善了NiAl合金的性能，如NiAl合金中加入大量Fe元素會析出bcc結構的α-Fe相，提高單相NiAl的高溫屈服強度和室溫塑性[6]；添加微量的P元素可以提高NiAl合金的室溫塑性[7]，然而當P元素的添加量較大時，NiAl合金的脆性明顯增大[8]；Cr、Mo等偽共晶形成元素可以與NiAl相形成共晶組織，提高NiAl合金的室溫韌性和高溫強度[9]；Zr、Hf等元素易于在NiAl-Cr-Mo系合金的晶界處形成Heusler相，進而強化材料[10]；向NiAl合金中同時引入Cr、Nb元素可以通過形成Laves相，提高NiAl合金的高溫強度[11]等。因此，本工作選用NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Zr (原子分數(shù)，%，下同)成分合金，可以獲得較好的綜合性能。

另一方面，研究[12,13]表明，優(yōu)化制備工藝同樣可以提高NiAl合金的性能。Sun等[14]采用成形-反應合成一體化方法制備了硬度較高、高溫拉伸強度較高的NiAl合金，其900℃下的屈服強度和抗拉強度分別達到了106.1和113.6 MPa。崔傳勇和郭建亭[15]采用鑄造+熱等靜壓法制備了NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf合金，結果表明，經(jīng)熱等靜壓后的合金強度明顯高于相同成分的鑄造合金。Ning等[16]研究了熱壓燒結參數(shù)對NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Zr合金組織和力學性能的影響，并在燒結溫度為1225℃、保溫60 min時獲得了較好的力學性能，合金的屈服強度、抗壓強度、塑性變形量分別達到了1315.3 MPa、2462.7 MPa和0.398。放電等離子燒結(SPS)作為一種新型粉末成形工藝，流經(jīng)粉末的脈沖電流可以產(chǎn)生等離子體，具有凈化和活化的作用，并在粉末顆粒接觸處形成局部高溫[17]，進而實現(xiàn)低溫、短時、高致密燒結；同時SPS工藝可以通過控制冷卻速率進一步調控材料的性能。目前，采用SPS工藝制備NiAl基合金的研究較少，本工作以NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Zr氣霧化合金粉末為原料，采用SPS工藝在不同燒結參數(shù)下制備了燒結態(tài)合金，研究了不同燒結參數(shù)對NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Zr燒結態(tài)合金微觀組織及室溫力學性能的影響，并分析了微觀致密化過程，為粉末冶金方法制備成形NiAl基合金及其構件提供理論基礎及實驗數(shù)據(jù)。

實驗采用平均粒徑為60 μm的NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Zr (下文簡稱NiAl基)合金粉末，采用SPS工藝，在不同燒結參數(shù)下制備了直徑20 mm、厚15 mm的燒結態(tài)合金試樣。首先固定保溫時間為7 min，燒結壓力為50 MPa，分別在1100、1150、1200和1250℃的燒結溫度下制備NiAl基合金，研究燒結溫度對NiAl基合金組織性能的影響并優(yōu)化燒結溫度。而后在優(yōu)化的燒結溫度下，固定燒結溫度和壓力分別為1200℃和50 MPa，分別在1、3、5、7和10 min的保溫時間下制備NiAl基合金，并研究保溫時間對NiAl基合金組織性能的影響。燒結過程采用兩步升溫的方式，首先以120℃/min的升溫速率將合金粉末加熱到1000℃，再采用60℃/min的升溫速率升至燒結溫度Ts，保溫時間t，最后在10 MPa的壓力下爐冷至室溫。具體燒結工藝如圖1所示。

對燒結態(tài)試樣進行打磨拋光，采用Archimedes排水法測量其密度。物相分析、微觀組織觀察以及力學性能測試試樣采用電火花切割獲得。采用Empyrean智能X射線衍射儀(XRD)對燒結態(tài)合金進行物相分析，掃描范圍為20°~100°，CuKα。采用Quanta 200FEG場發(fā)射環(huán)境掃描電鏡(SEM)觀察燒結態(tài)合金的微觀組織，并采用圖像處理軟件Image-Pro Plus中的Size (width)方法測量不同燒結參數(shù)下兩相組織中Cr(Mo)相的平均寬度。采用AGX-plus 20kN/5kN電子萬能試驗機測試其室溫壓縮性能，壓縮試樣直徑為3 mm、高為4.5 mm，應變速率采用0.005 s-1。

不同燒結溫度制備NiAl基合金的XRD結果如圖2所示。燒結態(tài)合金均由NiAl相和Cr(Mo)相組成，燒結溫度對NiAl基合金的物相組成無明顯影響。不同燒結溫度制備NiAl基合金的微觀組織如圖3所示，燒結態(tài)合金由暗襯度的NiAl基體相和亮襯度的Cr(Mo)相組成。微觀組織觀察結果表明，燒結溫度為1100℃時，合金組織中存在孔洞；另外可以觀察到一些顆粒仍保持近球狀形態(tài)。當燒結溫度升高至1150℃時，合金組織相對致密、孔洞消失；隨著燒結溫度進一步提高，合金組織有粗化的傾向。致密的燒結態(tài)合金組織為：由連續(xù)分布的NiAl相和大尺寸的Cr(Mo)相組成的兩相組織(形態(tài)A)包圍著較為細小的晶團狀組織(形態(tài)B)。在兩相組織中，大尺寸的Cr(Mo)相以片狀或塊狀分布在NiAl基體上，而晶團狀組織則由短棒狀Cr(Mo)相與NiAl基體組成，如圖3c中的插圖所示。值得注意的是，隨著燒結溫度的升高，合金中兩相組織逐漸增多，而晶團狀組織逐漸減少。此外，當合金致密度較低時，粉末顆粒的連接處形成了類似于鑄態(tài)NiAl基共晶合金中的兩相片層結構[18](圖3a黑色方框)。文獻[12,19]中表明，對于鑄態(tài)NiAl-Cr-Mo-Zr系合金，晶界處會存在少量Ni2AlZr成分的Heusler相，而在本實驗中，燒結態(tài)合金組織中沒有觀察到明顯Heusler相，其原因是由于Zr元素含量較少，在SPS較快的冷卻速率下，Zr原子來不及偏聚，因而Heusler相無法形成或形成量很少。

不同燒結溫度下制備的兩相組織中Cr(Mo)相的平均寬度變化情況如圖4a所示。結果表明，隨著燒結溫度的升高，合金兩相組織中的Cr(Mo)相平均寬度顯著增大，即由燒結溫度為1100℃的0.46 μm增大至1250℃的1.48 μm。由于NiAl相和Cr(Mo)相之間存在半共格關系，相界面處存在豐富的位錯網(wǎng)絡[20]，可以阻礙塑性變形，兩相界面越多，位錯數(shù)量越多，合金的室溫強度也就越高[21,22]。本實驗中，Cr(Mo)相尺寸的增大會引起兩相界面的減少，界面位錯隨之減少，位錯強化效果減弱。燒結態(tài)NiAl基合金密度隨燒結溫度的變化曲線如圖4b所示。結果表明，隨著燒結溫度的升高，燒結態(tài)合金的致密度先上升，后趨于平穩(wěn)。燒結溫度由1100℃上升至1150℃時，合金密度迅速上升，這是由于燒結溫度的升高，促進了燒結頸的形成和長大，顆粒間的孔隙收縮、距離減小，因此致密度提高[23]。當燒結溫度為1200℃時，合金的密度最高，為6.609 g/cm3。

在1200℃不同保溫時間制備的NiAl基合金均由NiAl相和Cr(Mo)相組成，其XRD譜如圖5所示，保溫時間對NiAl基合金的物相組成無明顯影響。在1200℃不同保溫時間制備NiAl基合金的微觀組織如圖6所示。當燒結溫度為1200℃時，不同保溫時間制備的NiAl基合金均已致密。此外，在保溫時間為10 min試樣的邊緣處，觀察到了如圖6f所示的微裂紋，考慮是由于通電燒結時間過長，材料發(fā)生了一定的燒損。

不同保溫時間制備的兩相組織中Cr(Mo)相的平均寬度變化情況如圖7a所示。結果表明，隨著保溫時間的延長，合金兩相組織中的Cr(Mo)相平均寬度有增大的趨勢，由0.71 μm (1 min)增大至1.03 μm (10 min)；保溫時間對平均寬度的影響明顯弱于燒結溫度升高導致的寬度增加。燒結態(tài)合金密度隨保溫時間的變化曲線如圖7b所示。可以看出，當燒結溫度為1200℃時，保溫時間對合金宏觀致密度的影響相對較小，不同保溫時間制備的NiAl基合金密度基本不變，維持在6.6 g/cm3左右，保溫時間為1 min的合金試樣已經(jīng)相對致密。

SPS制備NiAl基合金的室溫力學性能如圖8所示，其中圖8a為不同燒結溫度制備NiAl基合金的室溫壓縮性能圖。結果表明，燒結溫度對室溫壓縮屈服強度的影響較小，而在1100~1200℃范圍內，隨燒結溫度升高，合金抗壓強度和塑性變形量均增大；當燒結溫度達1200℃后，繼續(xù)升高燒結溫度，材料性能有所下降。通過分析可以看出，燒結溫度為1200℃時，燒結態(tài)合金獲得了最高的抗壓強度和最大的塑性變形量，分別為2169.9 MPa和0.282，在一定程度上改善了NiAl基合金的室溫塑性。因此，本工作中SPS制備的NiAl基合金的最佳燒結溫度為1200℃。

圖8b所示為在1200℃不同保溫時間制備的NiAl基合金的室溫壓縮性能。結果表明，隨著保溫時間的延長，燒結態(tài)合金的室溫抗壓強度有下降的趨勢。保溫時間為10 min時，燒結態(tài)NiAl基合金塑性較差的原因可能是由于合金中存在微裂紋，容易引起應力集中，使材料更易發(fā)生斷裂。根據(jù)合金的室溫力學性能，可以看出保溫時間為1 min時，合金的屈服強度和抗壓強度最高，但塑性稍低。為了能夠在一定程度上改善NiAl基合金的室溫塑性，本工作中保溫時間為3~5 min的燒結樣品，具有最佳的綜合室溫力學性能。其中，保溫3 min試樣的壓縮屈服強度、抗壓強度、塑性變形量分別達到了1321.4 MPa、2360 MPa和0.313。

根據(jù)燒結態(tài)NiAl基合金微觀組織演變規(guī)律，SPS燒結NiAl基合金的致密化過程可分為3個階段，致密化過程示意圖如圖9所示。其中圖9a為粉末在模具中的初始狀態(tài)。

第一階段，加壓后，當電流和溫度較低時，粉末顆粒在壓力作用下發(fā)生機械運動并重新排列(圖9b)。此時顆粒排列相對緊密，粉末顆粒相互接觸，合金致密度明顯提高。在電流的作用下，相互接觸的粉末顆粒之間會產(chǎn)生大量的Joule熱，引起局部溫升[24]，并促進第二階段致密化的進行。

第二階段，隨著電流和燒結溫度的提高，顆粒逐漸軟化，并發(fā)生整體的塑性變形，部分粉末失去原始的球狀形貌。此時壓坯主要通過塑性變形和晶界擴散實現(xiàn)進一步的致密化。在放電熱和Joule熱的作用下，燒結頸由粉末顆粒接觸處發(fā)生的蒸發(fā)凝聚[25]和擴散形成，并按照“自調節(jié)機制”長大[26]，即在不同接觸面積的粉末顆粒之間，燒結頸的長大交替進行。此時，燒結頸中的微觀組織為NiAl和Cr(Mo)組成的兩相共晶片層(圖9c)。

第三階段，隨著燒結溫度繼續(xù)升高，壓坯的塑性變形程度增大，致密度進一步提高[27]。在Joule熱和壓力的作用下，燒結頸通過塑性變形、擴散以及蠕變使三叉交界處的孔隙逐漸彌合，實現(xiàn)最終的致密化。在擴散作用下，保持原始顆粒形態(tài)的晶團狀組織大幅減少，燒結頸中的組織逐漸粗化并與晶團分離，形成片狀或塊狀的Cr(Mo)相分布在NiAl基體中的組織特征。最終致密的燒結態(tài)合金組織為：由連續(xù)分布的NiAl和片狀或塊狀Cr(Mo)組成的兩相組織包圍著較為細小的晶團狀的組織(圖9d)。

在本工作中，對于不同燒結溫度制備的NiAl基合金，當燒結溫度達到1100℃時，合金已達到致密化第二階段，此時三叉交界處的孔洞尚未完全彌合，可觀察到NiAl和Cr(Mo)組成的兩相共晶片層(圖3a)；當燒結溫度達到1150~1250℃時，合金組織相對致密，已達到致密化第三階段，且隨著燒結溫度的升高，第三階段的致密化過程逐漸完成。從圖3c和d中可以看出，當燒結溫度達到1250℃時，合金中的晶團狀組織顯著減少。

從圖6a~e可以看出，當燒結溫度為1200℃時，不同保溫時間制備的NiAl基合金均已致密，達到了致密化第三階段。粉末壓坯致密化最終階段主要受體積擴散和晶界擴散的影響，而隨著壓坯致密度的提高，由體積擴散和晶界擴散引起的致密化速率逐漸下降[28]。因此，對于從保溫時間為1 min開始就已經(jīng)相對致密的合金，進一步延長保溫時間，合金的宏觀致密度并不會發(fā)生明顯變化。

在本工作中，燒結態(tài)NiAl基合金的室溫力學性能主要與致密化程度、位錯強化作用以及強化相尺寸等因素有關。對于不同燒結溫度制備的NiAl基合金，當燒結溫度為1100~1200℃時，結合密度特征(圖4b)及微觀組織(圖3)可以看出，隨著燒結溫度的提高，燒結態(tài)合金的致密度逐漸升高，粉末顆粒邊界彌合更加充分，因此合金室溫力學性能逐漸提高。當燒結溫度達到1200℃之后，合金組織已致密，宏觀致密度對合金性能影響較小。而隨著燒結溫度的進一步提高，片狀或塊狀的Cr(Mo)相寬度逐漸增大。由于NiAl相和Cr(Mo)相之間存在半共格關系，相界處存在豐富的位錯網(wǎng)絡。相界面的位錯網(wǎng)絡可以阻礙位錯運動，增大塑性變形抗力，進而有效提高NiAl基合金的室溫強度。然而，Cr(Mo)相寬度的增大減少了相界面積和相界位錯，使得位錯強化作用減弱，合金室溫性能下降。此外，燒結態(tài)合金中，Cr(Mo)相硬度高于NiAl基體相，為合金中的強化相。隨著燒結溫度的提高，Cr(Mo)相尺寸逐漸增大，其強化作用減弱，也會引起合金強度的進一步下降。

對于不同保溫時間制備的NiAl基合金，合金組織均已致密，保溫時間的延長一方面使Cr(Mo)相寬度增大，減少了相界位錯；另一方面，使強化相的尺寸有所增大，強化作用減弱，因此合金室溫力學性能隨之降低。傳統(tǒng)熔鑄法制備的NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Zr合金的微觀組織由放射狀共晶胞和較為粗大的胞間組織組成[12]，而本實驗中SPS制備的同種成分合金由晶團狀組織(由短棒狀Cr(Mo)相與NiAl基體組成)和兩相組織組成，相比于鑄態(tài)NiAl基合金具有更多的相界面和更小的晶粒尺寸，在力學性能上具有更大的優(yōu)勢。與Huai等[29]采用噴射鑄造工藝制備的與本實驗成分相近的NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf合金相比，本工作所制備合金的室溫抗壓強度和塑性變形量均有一定程度的提高。因此，采用SPS工藝制備NiAl基合金在室溫性能方面具有一定的優(yōu)勢。此外，相比于其他粉末冶金燒結方法，由于SPS自身的工藝特點，可以在較低燒結溫度和較短保溫時間下實現(xiàn)NiAl基合金的高致密燒結。

(1) 隨著燒結溫度的升高，NiAl基合金組織逐漸致密，燒結態(tài)合金的室溫性能呈現(xiàn)出先上升后略有下降的趨勢。燒結溫度為1200℃時，NiAl基合金獲得了較好的綜合性能。

(2) 隨著保溫時間的延長，NiAl基合金組織特征變化不明顯，燒結態(tài)合金的室溫強度有下降的趨勢。當保溫時間為3 min時，燒結態(tài)合金獲得了較好的綜合性能。此時，燒結態(tài)合金的壓縮屈服強度、抗壓強度、塑性變形量分別達到了1321.4 MPa、2360 MPa和0.313。

(3) SPS制備NiAl基合金燒結頸中的微觀組織為NiAl相與Cr(Mo)相的兩相共晶片層；燒結致密化后NiAl基合金的組織為：連續(xù)分布的NiAl和片狀或塊狀Cr(Mo)組成的兩相組織包圍著較為細小的晶團狀組織，晶團狀組織由短棒狀Cr(Mo)相與NiAl基體組成。隨著燒結溫度的升高，合金中兩相組織逐漸增多，而晶團狀組織逐漸減少。

(4) 燒結態(tài)NiAl基合金的室溫力學性能主要由致密化程度、位錯強化作用以及強化相尺寸共同決定。過高的燒結溫度和過長的保溫時間均不利于燒結態(tài)合金的室溫性能。