NiCrAlY涂層與鎳基單晶高溫合金基體的互擴(kuò)散行為

鄧鵬，荔琴，劉英坤，尹斌，石倩，張利軍，楊焜，鄧春明，李風(fēng)

(1.廣東工業(yè)大學(xué)材料與能源學(xué)院，廣東廣州，510006；2.廣東省科學(xué)院新材料研究所，現(xiàn)代材料表面工程技術(shù)國(guó)家工程實(shí)驗(yàn)室，廣東省現(xiàn)代表面工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣東廣州，510651；3.中南大學(xué)粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長(zhǎng)沙，410083)

單晶高溫合金具備優(yōu)異的抗蠕變、抗疲勞和抗熱腐蝕性能，因而廣泛用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)葉片[1-2]。由于葉片服役溫度高且服役環(huán)境苛刻，葉片高溫合金在服役過(guò)程中容易發(fā)生氧化和腐蝕。因此，通常在葉片表面施加高溫防護(hù)涂層，防止葉片在服役過(guò)程中過(guò)早退化而失效。作為常用的高溫防護(hù)涂層之一的MCrAlY 涂層[3-6]，其具有成分靈活可控、抗氧化和抗腐蝕性能良好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的高溫防護(hù)。在MCrAlY 涂層中，M 為基體元素Ni、Co 或Ni 和Co。涂層中除Ni、Co 外含量最多的Cr 元素主要起到促進(jìn)涂層表面氧化膜的形成和提高涂層抗熱腐蝕性能的作用，而活性元素Y 則起到提高涂層表面氧化膜附著能力的作用[3,6]。在高溫服役條件下，葉片表面加了MCrAlY涂層后，由于涂層與基體合金元素種類(lèi)和含量的不同，涂層與高溫合金之間發(fā)生元素的互擴(kuò)散，造成涂層和高溫合金基體組織結(jié)構(gòu)的退化。同時(shí)在涂層與高溫合金基體界面處形成互擴(kuò)散區(qū)(IDZ)和二次反應(yīng)區(qū)(SRZ)[7-12]，并且伴隨著拓?fù)涿芏严?TCP相)的析出。TCP相的析出會(huì)消耗基體合金中的固溶強(qiáng)化元素，而且TCP相是脆性相，是疲勞裂紋產(chǎn)生的根源。TCP相的形成會(huì)降低基體高溫合金的蠕變斷裂壽命，影響零件的使用壽命，帶來(lái)嚴(yán)重的安全隱患[13-15]。總的來(lái)說(shuō)，涂層與高溫合金之間的元素互擴(kuò)散對(duì)涂層/高溫合金體系的服役壽命和基材的力學(xué)性能影響很大。因此，探究高溫服役條件下涂層/高溫合金之間的互擴(kuò)散行為，將對(duì)涂層后續(xù)的選用甚至新涂層成分的設(shè)計(jì)提供重要的理論基礎(chǔ)。本文作者以NiCrAlY 涂層和鎳基高溫合金為研究對(duì)象，采用多弧離子鍍的方法在高溫合金表面制備N(xiāo)iCrAlY涂層，并通過(guò)X射線衍射(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)、能譜儀(EDS)及電子探針(EPMA)等表征手段研究在1 100 ℃大氣環(huán)境下熱暴露過(guò)程中NiCrAlY 涂層與鎳基高溫合金之間的互擴(kuò)散行為。最后，采用基于數(shù)值回歸法[16-17]開(kāi)發(fā)的HitDIC(high-throughput determination of interdiffusion coefficients)軟件[18-19]對(duì)元素互擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行數(shù)值模擬，計(jì)算獲得隨成分和溫度變化的互擴(kuò)散系數(shù)，并對(duì)各組元的互擴(kuò)散行為進(jìn)行分析。

1 材料及方法

1.1 試樣制備

本試驗(yàn)所選用基體材料為鎳基單晶高溫合金，其成分如表1所示?；w材料經(jīng)碳化硅砂紙打磨及拋光處理后，用丙酮和酒精超聲清洗并烘干，試樣烘干后置于真空腔內(nèi)，抽真空至5 mPa以下，通入氬氣，控制真空室氣壓為1 Pa，在試樣表面施加脈沖負(fù)偏壓為500 V對(duì)基材表面進(jìn)行離子清洗，最后采用多弧離子鍍?cè)O(shè)備制備N(xiāo)iCrAlY 涂層。涂層的名義成分如表1所示，其制備過(guò)程中具體工藝參數(shù)為：爐內(nèi)壓強(qiáng)1 Pa，電弧靶電流110 A，負(fù)偏壓100 V。涂層沉積完成后，采用線切割技術(shù)將試樣制成長(zhǎng)×寬×高為5 mm×5 mm×2 mm的試樣。

1.2 熱暴露試驗(yàn)

NiCrAlY 涂層/鎳基高溫合金試樣熱暴露試驗(yàn)在箱式電阻爐(SX-G04133)中進(jìn)行，溫度為1 100 ℃，試驗(yàn)條件為大氣環(huán)境。具體過(guò)程如下：將裝有試樣的氧化鋁坩堝放入箱式電阻爐中，爐溫升至1 100 ℃時(shí)開(kāi)始計(jì)時(shí)，到達(dá)既定時(shí)間后將樣品連同坩堝一同取出。

1.3 測(cè)試與表征

采用Nova-Nano-430(FEI,American)場(chǎng)發(fā)射電子顯微鏡觀察試樣微區(qū)形貌，并使用其自帶能譜儀(EDS，Oxford INCAx-sight 6427)進(jìn)行元素分析。采用D8-Advance 型X 射線衍射儀(德國(guó)，Bruker)對(duì)涂層的表面物相結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，衍射源為Cu 靶Kα 射線，掃描步長(zhǎng)為0.02 (°)/s，掃描范圍2θ為10°～90°。采用JXA-8100 型電子探針對(duì)試樣截面成分進(jìn)行分析。采用SMI3050MS2，SII(FIB，USA)聚焦離子束光刻系統(tǒng)對(duì)熱暴露100 h后試樣二次反應(yīng)區(qū)中選中區(qū)域進(jìn)行切割，獲得該區(qū)域試樣后，采用Titan Themis 200(FEI，USA)透射電子顯微鏡得到TCP 相的高角環(huán)形暗場(chǎng)(HAADF)圖像，同時(shí)利用其所配備的高精度射線能譜儀對(duì)其進(jìn)行成分分析。采用建立在數(shù)值回歸法框架下的HitDIC 軟件計(jì)算試樣熱暴露后各組元的主互擴(kuò)散系數(shù)矩陣，并依次對(duì)其互擴(kuò)散行為進(jìn)行分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 沉積態(tài)試樣分析

圖1所示為沉積態(tài)試樣截面形貌和NiCrAlY涂層的XRD 分析結(jié)果。由圖1可知，采用多弧離子鍍技術(shù)(AIP)制備的NiCrAlY 涂層平均厚度約為40 μm，涂層致密，未發(fā)現(xiàn)裂紋、孔洞等缺陷。涂層與基體結(jié)合良好、界面清晰，未出現(xiàn)互擴(kuò)散區(qū)(IDZ)。而NiCrAlY 涂層主要由γ-Ni/γ'-Ni3Al 相和α-Cr相組成。

圖1 沉積態(tài)試樣截面形貌及NiCrAlY涂層的XRD圖譜Fig.1 Cross-sectional morphology of as-prepared sample and XRD pattern of NiCrAlY coating

采用場(chǎng)發(fā)射電子顯微鏡自帶的能譜儀對(duì)圖1(a)中NiCrAlY涂層(區(qū)域1)和基體(區(qū)域2)區(qū)域進(jìn)行化學(xué)元素分析，其結(jié)果如表2所示。由EDS 結(jié)果可知，與基體相比，NiCrAlY 涂層中的Cr 元素含量較高(涂層和基體中Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為37.65%和6.75%)，Ni元素含量相當(dāng)，Al元素含量較低(涂層和基體中Al 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為3.66% 和7.23%)。將獲得的沉積態(tài)涂層實(shí)際成分與其名義成分(表1)對(duì)比可知，實(shí)際所得的NiCrAlY 涂層中元素種類(lèi)和含量與其名義成分大致吻合，但實(shí)際涂層中Al元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)偏低，不足4%，這可能是由于在沉積過(guò)程中基體有負(fù)偏壓，使得離子在電場(chǎng)中被加速吸引到基體上，但靶材中Al 元素相比于其他元素的離化率低，使得Al 元素到達(dá)基體的概率減小，造成涂層中的Al 發(fā)生負(fù)偏離；另一方面由于Al元素摩爾質(zhì)量比靶材中的其余元素的小，在沉積過(guò)程中離子碰撞損失量大[20]。上述2種因素導(dǎo)致涂層中Al元素含量偏低。

表2 圖1(a)中選區(qū)能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Energy spectrum analysis results of selected areas in Fig.1 (a) %

2.2 熱暴露后涂層/基體界面物相與微觀結(jié)構(gòu)演變

圖2所示為NiCrAlY 涂層/鎳基高溫合金試樣升溫至1 100 ℃時(shí)截面的微觀形貌。由圖2可知，隨爐升溫至1 100 ℃的過(guò)程中，涂層中出現(xiàn)少量灰色相，涂層與基體界面處出現(xiàn)少量白色顆粒狀析出相，白色顆粒狀析出相沿涂層基體界面處分布。表明在隨爐升溫的過(guò)程中，涂層與基體之間已經(jīng)開(kāi)始發(fā)生元素的互擴(kuò)散。

圖3所示為NiCrAlY 涂層/鎳基高溫合金試樣在1 100 ℃下經(jīng)不同時(shí)間熱暴露后截面的微觀形貌。從圖3可發(fā)現(xiàn)，隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，涂層/基體界面處發(fā)生了不同程度的相轉(zhuǎn)變。由圖3(a)可知，經(jīng)過(guò)1 100 ℃熱暴露3 h 后，NiCrAlY 涂層/基體界面處有顆粒狀析出相和針狀析出相出現(xiàn)。對(duì)析出相進(jìn)行成分分析，其所含元素主要為Ni，W，Re 和Cr，其中W 和Re 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均達(dá)到30%，這與單晶高溫合金中拓?fù)涿芏严?即TCP相)的元素組成相符，故可判斷2 種析出相為T(mén)CP 相。析出相分布于基體位置，并且隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相尺寸變大，數(shù)量增多，析出相所占區(qū)域的厚度也不斷增大。

圖2 NiCrAlY涂層/鎳基高溫合金試樣隨爐升溫至1 100 ℃時(shí)截面微觀形貌Fig.2 Cross-sectional morphology of NiCrAlY coating/Ni-based superalloy sample heated to 1 100 ℃with furnace

為了獲得IDZ 及SRZ 的界限及其厚度演化規(guī)律，采用腐蝕液對(duì)試樣截面進(jìn)行了腐蝕處理。腐蝕液的組成為CuSO4(20 g)＋HCl(100 mL)＋H2O(100 mL)＋H2SO4(5 mL)。1 100 ℃熱暴露不同時(shí)間后的試樣截面經(jīng)腐蝕處理后的形貌如圖4所示。由圖4可知，熱暴露6 h 后在涂層與基體界面處已經(jīng)形成了界限清晰的IDZ 和SRZ。其中，IDZ 與NiCrAlY 涂層之間存在一條由空洞形成的分界線，而IDZ 與SRZ 之間則以TCP 相為分界。在IDZ 中未見(jiàn)明顯析出相，且IDZ 較為平整，而SRZ 則由筏化后的單晶高溫合金基體相/強(qiáng)化相和顆粒狀、針狀TCP相組成。此外，隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣中的IDZ 及SRZ 的厚度均不斷增大。經(jīng)1 100 ℃熱暴露100 h 后，試樣中IDZ 厚度達(dá)到29.9 μm，SRZ厚度達(dá)到44.2 μm。

圖3 NiCrAlY涂層/鎳基高溫合金試樣在1 100 ℃下不同時(shí)間熱暴露后截面微觀形貌Fig.3 Cross-sectional SEM images of NiCrAlY coating/Ni-based superalloy samples after thermal exposure at 1 100 ℃for different time

圖4 1 100 ℃熱暴露不同時(shí)間后試樣腐蝕處理后的截面形貌Fig.4 Cross-sectional SEM images of corrosion treated samples after thermal exposure at 1 100 ℃for different time

TCP 相的形成與熱暴露過(guò)程中基體和涂層之間的元素互擴(kuò)散有關(guān)。在高溫?zé)岜┞哆^(guò)程中，固溶于γ 相中的難熔Re、W 等元素從基體中析出與Cr 等元素形成TCP 相。圖5所示為NiCrAlY 涂層/鎳基高溫合金試樣在1 100 ℃大氣環(huán)境下熱暴露100 h后，基體/涂層界面處析出的TCP相形貌。由圖5可知，TCP 相主要有顆粒狀和針狀2 種形貌，且顆粒狀TCP 相和針狀TCP 相交錯(cuò)分布。其中，顆粒狀TCP 相分布更為靠近涂層位置，針狀TCP相則大部分位于基體中。針狀TCP 相的析出方向具有一定的晶體學(xué)取向，析出方向大致與NiCrAlY涂層/基體界面分別呈30°，45°和60°(圖5)。這與劉林濤等[21]在N5 單晶/NiCrAlY 涂層的互擴(kuò)散研究中針狀TCP相的析出形式類(lèi)似。圖6所示為顆粒狀和針狀2種TCP相的STEM圖像和面掃結(jié)果。由圖6可知，顆粒狀TCP 相和針狀TCP 相雖形貌和分布不同，但其主要組成元素相同，均為Re，Cr，W。

圖5 試樣1 100 ℃熱暴露100 h后涂層/基體界面處TCP相形貌Fig.5 Morphology of TCP phases precipitated at coating/substrate interface after 100 h thermal exposure at 1 100 ℃

2.3 NiCrAlY涂層與基體界面元素互擴(kuò)散行為分析

為了明確試樣在熱暴露過(guò)程中NiCrAlY 涂層與基體合金之間主要元素的擴(kuò)散規(guī)律，采用電子探針對(duì)試樣截面沿?cái)U(kuò)散方向的成分分布進(jìn)行分析。同時(shí)，結(jié)合前述截面形貌圖中試樣IDZ、SRZ的劃分及相應(yīng)元素濃度的變化情況，在元素濃度變化圖中區(qū)分相應(yīng)區(qū)域。圖7所示為NiCrAlY 涂層/鎳基高溫合金試樣經(jīng)1 100 ℃下不同時(shí)間熱暴露后Ni，Al，Cr，Re，W，Ta等的元素濃度分布圖。

圖6 NiCrAlY涂層/鎳基高溫合金試樣1 100 ℃熱暴露100 h后TCP相的高角環(huán)形暗場(chǎng)相及EDS掃描結(jié)果Fig.6 STEM images and corresponding elemental X-ray Mapping of precipitated TCP phases of NiCrAlY coating/Ni-based superalloy sample after thermal exposure at 1 100 ℃for 100 h

圖7 1 100 ℃不同熱暴露時(shí)間試樣NiCrAlY涂層與基體界面附件的成分分布曲線Fig.7 Composition distribution curves between NiCrAlY coating and substrate after thermal exposure at 1 100 ℃for different time

由圖7可知，經(jīng)過(guò)熱暴露后，在涂層與合金基體之間各元素發(fā)生了不同程度的擴(kuò)散。總體來(lái)說(shuō)，在熱暴露實(shí)驗(yàn)的初始階段，由于各元素在涂層與基體界面處元素濃度差異較大，元素?cái)U(kuò)散驅(qū)動(dòng)力大，元素?cái)U(kuò)散速率更快，因此元素互擴(kuò)散更為明顯。具體表現(xiàn)為涂層與基體界面處的元素含量波動(dòng)較大。隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，IDZ和SRZ逐漸形成，涂層和IDZ、基體和SRZ中各元素的濃度梯度逐漸降低。整體來(lái)說(shuō)，Ni，Al，Ta，Re，W 和Mo均從基體向涂層中擴(kuò)散，但相對(duì)而言，Ta和Re擴(kuò)散較慢，Ni，Al和Mo擴(kuò)散較快；Cr從涂層向基體中擴(kuò)散。雖然涂層與基體間Cr 含量差異較大，但隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，SRZ 和基體位置Cr 的含量并未出現(xiàn)較大的增加。這是由于在熱暴露過(guò)程中，在涂層/基體界面處不斷形成的TCP 相消耗了大量的Cr，同時(shí)在涂層表面形成氧化物的同時(shí)會(huì)消耗一定的Ni，Al，Cr。TCP 相的形成和涂層表面氧化物的形成也促進(jìn)了NiCrAlY 涂層與基體之間的元素互擴(kuò)散。

IDZ 的形成與涂層/基體之間元素含量有關(guān)。由于所制備的NiCrAlY 涂層與基體材料之間Al，Cr，Ni 等元素含量的差異(表2)，在熱暴露過(guò)程中，涂層與基體之間發(fā)生了Cr 向基體的內(nèi)擴(kuò)散和Al、Ni 向涂層的外擴(kuò)散，基體中Al，Ni 元素的外擴(kuò)散會(huì)使得界面處發(fā)生如下相變[11,13,21]，從而形成IDZ：

而在靠近界面的基體處，由于Cr 元素的內(nèi)擴(kuò)散和W，Re等元素的外擴(kuò)散，造成γ/γ′相失穩(wěn)，使得原本固溶于γ-Ni 與γ'-Ni3Al 中的難熔元素Re，W，Ta，Cr 的固溶度降低，導(dǎo)致合金在熱暴露過(guò)程中生成了富含Re，Cr，W 的TCP 相，TCP 相與基體合金的γ/γ′組織結(jié)構(gòu)共同組成SRZ[22]。由于難熔元素含量存在濃度起伏，因此析出相在界面處并不連續(xù)。

2.4 基體/涂層體系互擴(kuò)散系數(shù)矩陣的計(jì)算及分析

結(jié)合熱暴露過(guò)程中元素濃度分布的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，采用HitDIC軟件[17-18]對(duì)熱暴露過(guò)程中各組元的互擴(kuò)散系數(shù)進(jìn)行高通量計(jì)算。由HitDIC 其模擬得到的1 100 ℃下熱暴露不同時(shí)間后試樣的成分-距離曲線與實(shí)測(cè)數(shù)據(jù)的對(duì)比結(jié)果如圖8所示。由圖8可知，HitDIC 模擬所得成分距離曲線與實(shí)驗(yàn)所得的數(shù)據(jù)吻合良好。此外，基于模擬的成分-距離曲線結(jié)果，采用HitDIC軟件計(jì)算了試樣1 100 ℃熱暴露條件下各組元的主互擴(kuò)散系數(shù)隨擴(kuò)散距離的變化情況，結(jié)果如圖9所示。基于模擬過(guò)程中所獲得的原子移動(dòng)性參數(shù)，計(jì)算所得各組元主互擴(kuò)散系數(shù)隨組元濃度的變化如圖10所示。

由圖9可知，Mo和Co的主互擴(kuò)散系數(shù)明顯大于其他元素，在涂層成分范圍內(nèi)(擴(kuò)散距離大致為0～50 μm)，Mo 的主互擴(kuò)散系數(shù)最大，隨后依次為Co，Cr，Al，Re，W 和Ta；擴(kuò)散距離50～110 μm為元素?cái)U(kuò)散反應(yīng)區(qū)，各組元的擴(kuò)散速率都發(fā)生了明顯變化。在擴(kuò)散距離大于110 μm 時(shí)，主互擴(kuò)散系數(shù)從大到小依次為Mo，Co，W，Cr，Ta，Al和Re。由于各組元的主互擴(kuò)散系數(shù)的變化與成分變化有關(guān)，在1 100 ℃下，未發(fā)生擴(kuò)散時(shí)，涂層和基體成分確定，此時(shí)各組元的主互擴(kuò)散系數(shù)相對(duì)穩(wěn)定。隨后由于涂層與基體之間發(fā)生元素的互擴(kuò)散，從而涂層與基體界面結(jié)合處的成分發(fā)生了改變，使得圖9中各組元的主互擴(kuò)散系數(shù)發(fā)生相應(yīng)的改變。由圖10可知，Al，Co，Cr元素成分變化對(duì)各元素的擴(kuò)散速率有較大的影響。

對(duì)于Mo的主互擴(kuò)散系數(shù)，其改變主要與Al和Co的成分變化有關(guān)，它隨Al摩爾分?jǐn)?shù)的增加而增大，隨Co摩爾分?jǐn)?shù)的增加而減小，并且Al摩爾分?jǐn)?shù)的影響更為明顯。在熱暴露過(guò)程中，Al，Co 和Mo 均由基體向涂層中擴(kuò)散，且在基體位置Mo 和Co 的初始擴(kuò)散系數(shù)大，擴(kuò)散速率快。在擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)(擴(kuò)散距離50～110 μm的范圍內(nèi))，Co率先擴(kuò)散離開(kāi)基體處位置，使得原位置的Co 摩爾分?jǐn)?shù)減少，該位置Mo的主互擴(kuò)散系數(shù)增大，隨后Al擴(kuò)散離開(kāi)基體處位置使得原位置Al 摩爾分?jǐn)?shù)減少，該位置Mo的主互擴(kuò)散系數(shù)減小，但Al元素的作用更為明顯，因此在Al 和Co 兩組元共同作用下Mo 的主互擴(kuò)散系數(shù)呈現(xiàn)出如圖9所示的變化趨勢(shì)。

由圖10可知，Cr 的主互擴(kuò)散系數(shù)主要受Al，Co和Cr摩爾分?jǐn)?shù)的影響，其隨Al摩爾分?jǐn)?shù)的增加而增大，隨Co和Cr摩爾分?jǐn)?shù)的增加而降低。在熱暴露過(guò)程中，Al和Co由基體向涂層中擴(kuò)散，Cr由涂層向基體中擴(kuò)散，且Co 和Cr 的主互擴(kuò)散系數(shù)大，即其擴(kuò)散速率快。在擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)(擴(kuò)散距離50～110 μm 的范圍內(nèi))，在靠近涂層的位置，Cr 的擴(kuò)散使得該位置Cr 的主互擴(kuò)散系數(shù)呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)；在靠近基體的位置，Co 的外擴(kuò)散使得原位置Cr 的主互擴(kuò)散系數(shù)呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)，Al 的外擴(kuò)散使得原位置Cr 的主互擴(kuò)散系數(shù)呈現(xiàn)增大的趨勢(shì)，由于初始Co 的擴(kuò)散更快，因此兩者共同作用的結(jié)果是使得該位置Cr 的主互擴(kuò)散系數(shù)呈下降趨勢(shì)；當(dāng)3種元素?cái)U(kuò)散至同一位置后，由于3種元素的綜合作用，使得Cr的主互擴(kuò)散系數(shù)不再進(jìn)一步降低。

W的主互擴(kuò)散系數(shù)的變化主要受到Al和Co元素的影響。由圖10可知，W 的主互擴(kuò)散系數(shù)隨Al和Co 摩爾分?jǐn)?shù)的增加而增大。在熱暴露過(guò)程中，Al 和Co 由基體向涂層中擴(kuò)散，Co 的擴(kuò)散系數(shù)大，擴(kuò)散速率快。在擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)(擴(kuò)散距離50～110 μm的范圍內(nèi))，靠近基體的位置，初始W的主互擴(kuò)散系數(shù)較大，但隨著Co和Al的外擴(kuò)散使得該位置W的擴(kuò)散系數(shù)呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)，直至接近涂層位置后趨于穩(wěn)定。

圖8 NiCrAlY涂層/鎳基高溫合金試樣1 100 ℃下熱暴露不同時(shí)間各組元成分距離曲線模擬值與實(shí)測(cè)數(shù)據(jù)對(duì)比Fig.8 Comparison between simulated results and experimental results of composition distribution curves of NiCrAlY coating/Ni-based superalloy samples after thermal exposure at 1 100 ℃for different time

圖9 1 100 ℃下NiCrAlY涂層/鎳基高溫合金試樣各組元主互擴(kuò)散系數(shù)隨擴(kuò)散距離的變化圖(Ni為溶劑)Fig.9 Main interdiffusivities of NiCrAlY coating/Nibased superalloy sample at 1 100 ℃along diffusion distance(using Ni as solvent)

圖10 各組元主互擴(kuò)散系數(shù)隨組元濃度變化曲線Fig.10 Main interdiffusivities of each composition along concentration

Ta 的主互擴(kuò)散系數(shù)的變化主要受Al，Co，Cr元素的影響。由圖10可知，Ta 的主互擴(kuò)散系數(shù)隨Al摩爾分?jǐn)?shù)的增加而降低，隨Co和Cr摩爾分?jǐn)?shù)的增加而增大。在熱暴露過(guò)程中，Al和Co由基體向涂層中擴(kuò)散，Cr由涂層向基體中擴(kuò)散，且Co和Cr的擴(kuò)散系數(shù)大，擴(kuò)散速率快。在擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)(擴(kuò)散距離50～110 μm 的范圍內(nèi))，在靠近基體的位置，初始Ta的主互擴(kuò)散系數(shù)較大，Co的外擴(kuò)散使得該位置Ta的主互擴(kuò)散系數(shù)降低；在靠近涂層的位置，Ta 的主互擴(kuò)散系數(shù)較小，Cr 的內(nèi)擴(kuò)散使得該位置Ta的主互擴(kuò)散系數(shù)增大。Cr，Co和Al元素的綜合作用使得Ta的主互擴(kuò)散系數(shù)在擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)(擴(kuò)散距離50～110 μm的范圍內(nèi))呈增大的趨勢(shì)。

3 結(jié)論

1)采用多弧離子鍍的方法在鎳基高溫合金基體表面制備了NiCrAlY 涂層，涂層平均厚度約為40 μm，涂層致密，未發(fā)現(xiàn)裂紋、孔洞等缺陷。涂層與基體結(jié)合良好、界面清晰，未出現(xiàn)互擴(kuò)散區(qū)(IDZ)，由γ-Ni/γ'-Ni3Al相和α-Cr相組成。

2)經(jīng)1 100 ℃大氣環(huán)境下熱暴露后，NiCrAlY涂層與鎳基高溫合金基體之間發(fā)生元素互擴(kuò)散，導(dǎo)致涂層與基體界面處形成了互擴(kuò)散區(qū)(IDZ)和二次反應(yīng)區(qū)(SRZ)，其厚度隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)而增大。熱暴露100 h 后試樣中IDZ 厚度達(dá)到29.9 μm，SRZ厚度達(dá)到44.2 μm。此外，SRZ中析出了顆粒狀和針狀TCP相，TCP相主要含Re，Cr，W等元素。

3)在1 100 ℃熱 暴露過(guò)程中，Ni，Al，Ta，Re，W 和Mo 元素由基體向涂層中擴(kuò)散，Cr 元素由涂層向基體中擴(kuò)散。隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，涂層與基體在界面處元素的濃度梯度逐步減小。

4)基于實(shí)測(cè)各組元的成分-距離曲線，采用HitDIC軟件計(jì)算獲得了1 100 ℃各組元沿整個(gè)擴(kuò)散通道的主互擴(kuò)散系數(shù)。計(jì)算所得體系中Mo 和Co的主互擴(kuò)散系數(shù)大于其他組元，且Al，Co和Cr成分對(duì)各組元互擴(kuò)散系數(shù)的影響較大。