崔春娟，薛　添，楊　程，楊　猛，田露露，問亞崗

(1. 西安建筑科技大學 冶金工程學院，西安 710055; 2. 陜西省冶金工程技術研究中心，西安 710055)

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Ni-Si共晶的位向關系及晶格錯配度的高分辨透射電鏡研究

崔春娟1,2，薛添1，楊程1,2，楊猛1，田露露1，問亞崗1

(1. 西安建筑科技大學 冶金工程學院，西安 710055; 2. 陜西省冶金工程技術研究中心，西安 710055)

定向凝固；布里奇曼；位向關系；晶格錯配度；高分辨透射電鏡

0　引　言

金屬材料在多數情況下都是由兩相或多相組成，各相之間往往存在著某種特定的取向關系。例如，鋼中的奧氏體向馬氏體轉變過程中，由于這種相變具有按共格切變方式進行的特點，新相和母相之間存在著一定的取向關系，在鋼中已經觀察到的取向關系有K-S和西山關系。又如鋼中的碳化物或合金中的第二相的共格沉淀析出，第二相和母相之間也存在某種特定的取向關系。由此可見，測定取向關系，對于了解晶體的生長及相變等微觀過程的本質，在理論上具有指導意義，而且取向關系的研究對于材料的發(fā)展及其工藝的合理選擇也有實用價值[1]。

共晶組織中的相分散度很大，相界面在整個合金的界面中占有很大比例，因此，相界性質對共晶的性能起著重要作用。相界面的性質影響到共晶兩相間的結合強度、高溫下組織的穩(wěn)定性以及強化相析出的形態(tài)等。由于共晶兩相具有不同的晶格常數，使其相界面存在晶格錯配度。Gilles,Muller等[2-3]發(fā)現(xiàn)晶格錯配度可以影響合金的組織穩(wěn)定性及持久壽命。通常，合金的晶格錯配度越小，組織穩(wěn)定性越好、蠕變壽命越長[3]。因此，測量并計算合金的晶格錯配度對合金的發(fā)展與應用具有重要的意義。本文以Ni-Si共晶為材料對象，以高分辨透射電鏡為主要分析手段，以晶體學位向關系和相界面的晶格結構為研究內容，揭示了Ni-Si共晶的晶體生長機制。

1　實驗材料及方法

依據Ni-Si相圖，配制Ni-11.5%(質量分數)Si共晶合金，采用真空感應熔煉技術熔配母合金，鑄錠去掉頭尾后線切割成?6mm×30mm的試棒若干。采用Bridgman定向技術制備不同凝固速率的Ni-Ni3Si共晶自生復合材料。把凝固速率為40μm/s的鑄態(tài)試樣線切割成?6mm×2mm試樣若干，經砂紙打磨成20～50μm厚的試樣，將試樣用環(huán)氧樹脂粘在?3mm的銅網上，放入GatanPIPS691離子減薄儀中，減薄4h，獲得透射電鏡樣品。采用TECNAIF30型高分辨透射顯微鏡(HRTEM)，進行相形態(tài)的觀察、選區(qū)電子衍射和相界面微觀結構觀察。

2　結果與討論

2.1凝固組織微觀結構及位向關系

圖1為Bridgman定向凝固的凝固速率為40μm/s的Ni-Si共晶，經機械研磨和離子減薄后在HRTEM下觀察到的組織形貌。

圖1　Ni-Si共晶的定向凝固組織形貌

Fig1MicrostructureoftheNi-SieutecticalloybyHRTEM

XRD表明[4]Ni-Si共晶由三相組成，α-Ni相、亞穩(wěn)Ni31Si12以及Ni3Si相。從HRTEM的圖片也可以看出凝固組織有三相，經能譜分析顯示深色相為亞穩(wěn)相Ni31Si12，淺色相為Ni-Ni3Si共晶體和α-Ni相，各個相分別如圖1所示。 室溫時的金屬間化合物Ni3Si和α-Ni同屬面心立方(F.C.C.)晶體結構，而亞穩(wěn)相Ni31Si12屬復雜六方結構，具體晶體結構尚未證明，文獻表明亞穩(wěn)Ni31Si12相經過900 ℃退火30min，是可以完全轉化為穩(wěn)定的Ni3Si相[5]。

經選區(qū)電子衍射，基體和第二相的TEM衍射圖如圖2所示，圖2(a)的衍射斑點經標定并與文獻對比后可以證明其為亞穩(wěn)Ni31Si12相，說明是在非平衡凝固下得到的。圖2(b)的衍射斑點包含兩套點陣，Ni3Si在經有序化后轉變?yōu)長12型結構后點陣結構為面心立方，而α-Ni也屬面心立方結構，衍射斑點與Ni同時出現(xiàn)，所以圖2(b)為Ni3Si和Ni的衍射斑點。

定向凝固共晶復合材料的組織由片層或者板條結構組成，相的分布和界面形狀都具有規(guī)則性，相界面處在最低的能量狀態(tài)，這種特殊的結晶學關系意味著組成相之間必有擇優(yōu)的取向關系。Cantor等[6]研究了這種結晶學關系后指出，自生復合材料的相分布和橫截面形狀之所以都有一定的規(guī)則性，是由于其組成相之間有擇優(yōu)取向關系。

相變晶體學理論和實驗都已證實，為了減少因相變而引起的彈性應變能，板條狀或棒狀生成相的生長方向(軸線)往往平行于相變的不變線矢量。定向凝固時層片晶體沿[001]方向生長，枝晶沿[100]方向，共晶體組織則沿某些特定方向生長[7]。

圖2　HRTEM選區(qū)電子衍射花樣

圖3為Ni-Si共晶的選區(qū)電子衍射及位向關系。

圖3　選區(qū)電子衍射的位置和位向關系

2.2晶面結構對相界面的影響

圖4為Ni-Si共晶相界面的高分辨圖像，在固態(tài)相變中，晶體結構的變化會引起相界面的出現(xiàn)，相界面的性質影響到共晶兩相間的結合強度、高溫下組織的穩(wěn)定性以及強化相析出的形態(tài)等。

α和β兩個固溶體(如α為母相，β為新相)是A-B二元合金，它們之間相互接觸形成α/β相界面，晶格錯配度δ定義為

(1)

其中，αα，αβ分別為兩相在相界面上的晶格常數。

圖4　相界面的高分辨形貌

Fig4MicrostructureofthephaseinterfacebyHRTEM

在圖4(b)中，兩相界面附近晶格條紋平行，利用式(1)計算出兩相共格時在〈111〉方向的錯配度為5%，剛性接近，界面上未發(fā)生兩相原子面的弛豫現(xiàn)象，相界面兩側原子直接連接引起的彈性能不很大，兩相之間可能形成了共格界面也可能形成半共格界面。對于界面上另外兩組晶面，面間錯配度為0.9%和5%，配合的也非常好。兩相晶格常數的差別引起晶格應變，當兩相界面共格時晶格應變減小，應變能也降低，界面結合強度更高。從圖4(a)可以看出，基體側的條紋襯度比較均勻，第二相則不均勻，說明有位錯和點缺陷引起的應力場，顯而易見，第二相的應力要比基體側的大。從圖4(b)可以看出，兩相界面并不平行于共格晶面條紋，界面上有2～5個原子面層的臺階。為了降低晶格錯配引起的應變，界面會產生錯配位錯來吸納相界面兩側的錯配，因此兩相界面為半共格界面。對于半共格界面模型，可以認為在界面上除了位錯心附近外，其它位置幾乎完全匹配，在位錯心附近的結構是嚴重扭曲并且點陣面是不連續(xù)的。

3　結　論

(2)共晶相界面的晶格錯配度滿足半共格界面的結構，界面上將產生一些位錯，以降低界面的彈性應變能，界面能量較低。

致謝：感謝陜西省留學人員科技活動擇優(yōu)資助項目的大力支持！

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TheorientationrelationshipandlatticemisfitofNi-SieutecticalloybyHRTEM

CUIChunjuan1,2,XUETian1,YANGCheng1,2,YANGMeng1,TIANLulu1,WENYagang1

(1.SchoolofMetallurgicalEngineering,Xi’anUniversityofArchitectureandTechnology,Xi’an710055,China；2.ShaanxiMetallurgicalEngineeringTechnologyResearchCenter,Xi’an710055,China)

directionalsolidification;bridgman;orientationrelationship;latticemisfit;HRTEM

1001-9731(2016)08-08196-04

國家自然科學基金資助項目(51201121); 陜西省國際科技合作與交流計劃資助項目(2016KW-055)

2015-09-14

2015-12-11 通訊作者：崔春娟，E-mail:cuichunjuan@xauat.edu.cn

崔春娟(1972-)，女，陜西岐山人，副教授, 碩導，主要從事金屬基復合材料的定向凝固技術與理論研究。

TG244+.3

ADOI:10.3969/j.issn.1001-9731.2016.08.035