TiAl合金表面Al-Y滲層的抗熱沖擊性能

梁國棟，田興達，王存喜，張明旭，董福元，李涌泉

（1.北方民族大學材料科學與工程學院，寧夏 銀川 750021；2.北方民族大學機電工程學院，寧夏 銀川 750021）

TiAl合金在高溫下具有優(yōu)良的比強度和比剛度，主要應用于航空發(fā)動機、燃氣輪機的熱端部件，如導向葉片、渦輪盤、燃燒室等[1-4]，被認為是非常有前途的新型輕量化高溫結構材料[5-6]。

作為航空發(fā)動機葉片等熱端部件用材，TiAl合金服役時不可避免地會面臨環(huán)境溫度驟變、燃氣腐蝕、高溫粒子沖蝕等苛刻的服役條件，其使用壽命受到了嚴重影響。失效通常始于材料表面，因此表面改性技術是優(yōu)化其使用性能最有效的途徑。目前用于TiAl合金的表面改性技術主要有熱噴涂、高能束(包括激光束、離子束、電子束)處理、氣相沉積等[7-11]。辛麗等[12]通過對TiAl合金表面噴涂少量MnCl2，使其在900 ℃靜態(tài)空氣中的氧化速率降低了一半以上。張學萍等[13]利用雙輝等離子滲技術對TiAl合金進行滲鈮，使得基體中析出硬質第二相粒子，顯著提高了TiAl合金的耐磨性。張李波等[14]通過雙輝等離子合金化技術在γ-TiAl合金表面進行Mo-W合金化，改善了它的高溫抗氧化性能。唐光澤等[15]通過等離子注入技術在 TiAlNb合金表面注入氟離子，也提升了合金的高溫抗氧化性能。張揚等[16]利用粉末包埋滲的方法在γ-TiAl合金表面制得了鋁改性層，增強了合金在850 ℃下的抗氧化性能。在上述提到的表面改性技術中，粉末包埋滲較為成熟，且與其他方法相比，具有操作工藝簡單、技術難度小、成本較低的特點，被廣泛應用于鋁化物、硅化物等滲層的制備[17-18]。

此外，發(fā)動機在點火啟動、高速爬升等過程中，發(fā)動機內產生的大量燃氣能量會被分配到葉片，使其承受顯著的溫差，該過程會導致葉片內部產生極大的溫度梯度和熱沖擊應力，可能導致滲層的剝落失效。針對上述問題，本文采用包埋滲法在TiAl合金表面制備了Al-Y滲層，對比研究了TiAl基體及Al-Y滲層的抗熱沖擊性能，這對滲層的可靠性評定和壽命預測具有重要意義。

1 實驗

1. 1 材料

基體材料為新型TiAl合金，按設定的成分配比由冷坩堝磁懸浮熔煉而成，其化學成分(以原子分數(shù)表示)為：Ti 48%，Al 48%，Nb 2%，Cr 2%?；慕?jīng)過線切割加工成尺寸為6 mm × 6 mm × 3 mm的試樣，用240號至1000號SiC砂紙逐級打磨，丙酮超聲波清洗后干燥備用。

1. 2 滲層的制備

滲劑配比(以質量分數(shù)表示)如下：Al 15%，NH4Cl 6%，Y2O32%，Al2O3(填充劑)余量。粉末粒度均小于200目，純度為分析純。采用球磨的方法令滲劑均勻混合，隨后將試樣包埋在坩堝內的滲劑之中并密封坩堝。將坩堝置于電阻爐中加熱至930 ℃，保溫2 h后空冷至室溫。

1. 3 熱沖擊試驗

將被測試樣放入恒溫1 000 ℃的YTH-5-12A型箱式電阻爐中，保溫3 min后取出并迅速放入水中驟冷，此為一個周期，隨后重復上述步驟。為減少誤差，每組5個試樣，熱沖擊有效次數(shù)是它們試驗結果的平均值。

2 結果與討論

2. 1 Al-Y滲層的表面形貌

由圖1可見，滲層宏觀形貌(圖1右上角)為黑灰色，表面平整，且邊界處未出現(xiàn)開裂現(xiàn)象，表面結構致密，無裂紋及孔洞。

圖1 930 ℃保溫2 h制備的Al-Y滲層表面形貌Figure 1 Surface morphology of Al-Y codeposition coating prepared by holding at 930 ℃ for 2 h

2. 2 Al-Y滲層的截面組織結構

由圖2a可見滲層厚度約為50 μm，均勻致密，結構單一，無明顯分層現(xiàn)象，且滲層與基體之間為良好的冶金結合。能譜(EDS)分析顯示滲層1處的化學成分為Al 74.18%(原子分數(shù)，后同)、Ti 23.20%、Cr 1.96%、Nb 0.45%、Y 0.21%，2處的化學成分為Al 74.45%、Ti 23.61%、Cr 0.86%、Nb 0.90%、Y 0.18%。結合圖2b的滲層XRD分析結果認為：Al-Y滲層外層主要由富Al的TiAl3相組成。能譜分析顯示滲層3處的化學成分為Al 64.17%、Ti 32.60%、Cr 1.14%、Nb 1.97%、Y 0.12%，Al與Ti的原子比約為2∶1，說明該區(qū)域主要由TiAl2相組成。需要說明的是，在XRD譜圖中并未發(fā)現(xiàn)Y的化合物相，但在滲層內的能譜中可以發(fā)現(xiàn)少量改性元素Y。這是由于Y元素總是傾向于偏聚在滲層晶界及相邊界處，化合物含量很少，因此會被TiAl3的強衍射峰淹沒。

圖2 Al-Y滲層的截面背散射電子圖像(a)及表面XRD譜圖(b)Figure 2 Cross-sectional backscattered electron image (a) and surface X-ray diffraction pattern (b) of Al-Y co-deposition coating

2. 3 TiAl基體及Al-Y滲層的熱沖擊形貌

由圖3可見，TiAl基體及Al-Y滲層經(jīng)過一定次數(shù)的熱沖擊試驗后均出現(xiàn)裂紋，其中TiAl基體經(jīng)過7次熱沖擊后出現(xiàn)微裂紋(用吹風機吹干過程中出現(xiàn)微小水痕)，16次熱沖擊后出現(xiàn)目視裂紋，31次后出現(xiàn)明顯裂紋(見圖3a)，此時TiAl基體表面因氧化而呈現(xiàn)出灰白色，同時可見明顯剝落現(xiàn)象。Al-Y滲層在21次熱沖擊后出現(xiàn)微裂紋，32次熱沖擊后出現(xiàn)目視裂紋，43次后出現(xiàn)明顯裂紋(見圖3b)，此時滲層仍為深灰色，表面的細小裂紋由樣品邊界向基體內延伸，直至交匯，呈現(xiàn)出放射狀，在裂紋邊緣可見局部輕微剝落。

圖3 不同試樣在1 000 ℃熱沖擊后的宏觀表面形貌Figure 3 Surface appearance of different samples after thermal shock test at 1 000 ℃

由圖4可見，經(jīng)過熱沖擊的TiAl合金基體和Al-Y滲層均出現(xiàn)起始于表面，隨后向內延伸的貫穿性裂紋。

圖4 不同試樣在1 000 ℃熱沖擊后的截面形貌Figure 4 Cross-sectional morphologies of different samples after thermal shock test at 1 000 ℃

圖4a顯示，TiAl合金經(jīng)31次熱沖擊后形成的貫穿性裂紋很少，并且表面裂紋萌生后便會沿著裂紋方向向基體內部擴展，直至形成貫穿性裂紋。將裂紋萌生處放大后可見裂紋兩側由灰白色(箭頭 1)與深灰色(箭頭2)交替的混合相組成。能譜分析顯示：灰白色區(qū)域中Ti和O的含量分別為31.20%和58.49%，表明該處組織主要為TiO2；深灰色區(qū)域中Al和O的含量分別為30.68%和64.95%，表明該處組織主要為Al2O3。

圖4b顯示，Al-Y滲層經(jīng)43次熱沖擊后在滲層厚度范圍內形成大量的裂紋，且絕大多數(shù)裂紋形成后會在滲層與基體界面處終止，個別裂紋會繼續(xù)沿裂紋方向發(fā)展，并最終形成貫穿性裂紋。需要說明的是，雖然滲層厚度范圍內形成大量的熱裂紋，但熱沖擊后滲層與基體結合良好，未出現(xiàn)剝落現(xiàn)象。對裂紋放大后可見，裂紋周圍主要由深灰色相(箭頭3)組成，能譜分析表明該組織主要為Al2O3。

分析認為：在1 000 ℃熱沖擊的過程中，TiAl基體表面發(fā)生氧化，形成由TiO2和Al2O3組成的混合氧化膜，在反復熱沖擊過程中表層部分區(qū)域氧化膜剝落，在基體表面產生“缺口”，導致截面尺寸發(fā)生突變，使該處應力劇烈增大，逐步形成細微裂紋。裂紋尖端處應力嚴重集中，逐步向TiAl基體內部擴展，最終形成貫穿性裂紋。對于Al-Y滲層，熱沖擊過程中亦會發(fā)生氧化，但由于表面形成的Al2O3氧化膜連續(xù)、致密，且抗剝落能力較強，因此裂紋形成的孕育期較長，這與試驗中TiAl基體經(jīng)過7次熱沖擊后就出現(xiàn)微裂紋，而Al-Y滲層經(jīng)過21次熱沖擊后才出現(xiàn)微裂紋的觀察結果一致。同時由于連續(xù)氧化膜的存在，涂層在熱沖擊過程中沒有明顯的應力集中區(qū)域，因此在滲層厚度方向上觀察到大量的縱向裂紋。而滲層的梯度結構使得各層熱膨脹系數(shù)呈梯度變化，熱應力在涂層與基體界面處得到緩解，降低了裂紋的擴展性，這與圖4b所示的大多數(shù)裂紋形成后會在滲層與基體界面處終止相一致。另外由于滲層與基體之間為冶金結合，具有很高的結合強度，因此裂紋在膜基界面處未發(fā)生橫向擴展。在隨后的熱沖擊過程中，一旦裂紋越過膜基結合界面，裂紋的擴展速度與基體合金無明顯差別。

3 結論

(1) 經(jīng)過930 ℃保溫2 h在TiAl合金上制備的Al-Y滲層均勻致密，厚度約為50 μm，滲層組織呈梯度分布，主要由富Al的TiAl3外層及TiAl2相內層組成。

(2) TiAl基體和Al-Y滲層分別在熱沖擊31次和43次后出現(xiàn)貫穿性裂紋，表明Al-Y滲層可以有效提高TiAl合金的抗熱沖擊性能。