不同厚度薄壁單晶高溫合金/PtAl涂層界面演變

倪建洋，尹斌，鄧春明，楊焜，張留艷，鄧暢光

不同厚度薄壁單晶高溫合金/PtAl涂層界面演變

倪建洋1,2a,2b，尹斌2a,2b,3，鄧春明2a,2b，楊焜2a,2b，張留艷1，鄧暢光2a,2b

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

研究不同厚度薄壁單晶高溫合金/PtAl涂層界面演變機(jī)制。采用電鍍Pt和高溫低活度氣相滲鋁的方法在不同厚度（0.5、1.0、2.0 mm）的第三代鎳基單晶高溫合金DD9上制備PtAl涂層，進(jìn)行1 100 ℃恒溫氧化試驗(yàn)后，利用X射線衍射儀（XRD）、掃描電子顯微鏡（SEM）和X射線能譜儀（EDS）研究不同厚度薄壁單晶高溫合金DD9/PtAl涂層界面元素互擴(kuò)散及界面組織演變。3種基體厚度的涂層試樣恒溫氧化100 h，其互擴(kuò)散區(qū)（IDZ）快速增大；恒溫氧化500 h，IDZ厚度基本穩(wěn)定，均約為25 μm；恒溫氧化1 000 h，只有0.5 mm基體厚度的涂層試樣在IDZ出現(xiàn)TCP相“貧化帶”。3種基體厚度的涂層試樣在IDZ以下，均形成了二次反應(yīng)區(qū)（SRZ），其中析出了針狀和顆粒狀TCP相。恒溫氧化100 h，3種基體厚度的涂層試樣的SRZ厚度相當(dāng)，但是500 h和1 000 h后，0.5 mm基體厚度的涂層試樣的SRZ厚度顯著小于其他2種基體厚度的涂層試樣。界面附近Ta元素的富集是SRZ形成的主要原因，W、Re和Ta等難熔元素?cái)U(kuò)散的差異是引起不同基體厚度的涂層試樣IDZ和SRZ形貌/厚度差異的關(guān)鍵因素。

PtAl涂層；薄壁單晶高溫合金；不同厚度；元素互擴(kuò)散；二次反應(yīng)區(qū)

鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能而被廣泛應(yīng)用于先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片，但隨著發(fā)動(dòng)機(jī)推重比的不斷提升，對(duì)鎳基單晶高溫合金的承溫能力提出了更高的要求[1]。單一的鎳基單晶高溫合金無(wú)法滿足服役需求，必須借助先進(jìn)的氣膜冷卻技術(shù)和高溫防護(hù)涂層[2]。

先進(jìn)的氣膜冷卻技術(shù)驅(qū)動(dòng)發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片朝薄壁方向發(fā)展[3]，當(dāng)壁厚減小到一定程度，其力學(xué)性能會(huì)發(fā)生顯著變化，傳統(tǒng)棒狀單晶高溫合金試樣的力學(xué)性能規(guī)律對(duì)薄壁單晶高溫合金并不適用。其中典型的是薄壁效應(yīng)，即在固定的載荷下，隨著厚度的減小，單晶試樣的蠕變速率增加、蠕變壽命顯著降低[4-5]。Huttner等[4]對(duì)不同壁厚的N5鎳基單晶高溫合金進(jìn)行980 ℃/230 MPa蠕變?cè)囼?yàn)，發(fā)現(xiàn)試樣厚度從1.0 mm減小到0.2 mm，蠕變壽命降低了4～7倍。

PtAl涂層具有優(yōu)異的抗氧化、抗腐蝕綜合性能，被廣泛用作渦輪葉片高溫防護(hù)涂層[1,6]。但是，由于PtAl涂層與鎳基單晶高溫合金存在一定的元素濃度梯度，在高溫?zé)岜┞痘蚍圻^(guò)程中，涂層與單晶高溫合金不可避免地發(fā)生元素互擴(kuò)散，造成涂層和界面組織發(fā)生退化。一方面，Al的內(nèi)擴(kuò)散使得涂層中富Al的β相轉(zhuǎn)變成貧Al的γ′相，涂層抗高溫氧化性能降低[7-8]；另一方面，Al元素的內(nèi)擴(kuò)散和Ni元素的外擴(kuò)散破壞單晶高溫合金的γ/γ′的共格結(jié)構(gòu)，同時(shí)促進(jìn)基體中拓?fù)涿芘畔啵═CP）的析出，TCP相是裂紋產(chǎn)生的源頭，嚴(yán)重?fù)p害單晶高溫合金的力學(xué)性能[9-10]。

目前，有關(guān)PtAl涂層/薄壁單晶高溫合金界面元素互擴(kuò)散及界面組織演變研究較少，帶涂層的薄壁單晶高溫合金試樣是否存在薄壁效應(yīng)尚存在爭(zhēng)議。Huttner等[4]對(duì)涂覆鋁化物涂層不同壁厚的N5單晶高溫合金進(jìn)行980 ℃/230 MPa蠕變?cè)囼?yàn)，發(fā)現(xiàn)涂覆涂層的壁厚更薄的試樣蠕變速率更大，蠕變壽命更小。然而，Doner等[11]對(duì)涂覆鋁化物涂層的CMSX-3單晶高溫合金的蠕變行為進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)其蠕變壽命不受壁厚影響。涂層/薄壁單晶高溫合金界面演變是影響蠕變壽命的重要因素[12]。但是，傳統(tǒng)的涂層/棒狀單晶高溫合金界面演變規(guī)律對(duì)涂層/薄壁單晶高溫合金并不完全適用，且隨著壁厚的降低，涂層/單晶高溫合金界面組織演變規(guī)律尚不清楚。因此，有必要對(duì)此進(jìn)行深入研究。

本文以不同厚度薄壁第三代單晶高溫合金DD9為研究對(duì)象，通過(guò)電鍍Pt和高溫低活度氣相滲鋁工藝在其表面制備PtAl涂層，深入研究1 100 ℃恒溫氧化下不同基體厚度的PtAl涂層/DD9單晶高溫合金界面元素互擴(kuò)散規(guī)律和界面演變機(jī)理，為新一代航空發(fā)動(dòng)機(jī)更小壁厚的PtAl涂層/薄壁單晶葉片的研究及應(yīng)用提供數(shù)據(jù)積累。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

選用的基體材料為第三代鎳基單晶高溫合金DD9，該鎳基單晶高溫合金成分見(jiàn)表1。采用電火花線切割將塊狀鎳基單晶高溫合金基體加工成10 mm× 12 mm×(0.5、1.0、2.0 mm)的矩形薄片，并在矩形薄片一角加工一個(gè)直徑=2.0 mm的孔，以便在后續(xù)涂層制備工序中對(duì)試樣進(jìn)行懸掛。

表1 DD9單晶高溫合金的化學(xué)成分

1.2 PtAl涂層制備

采用電鍍Pt和高溫低活度氣相滲鋁制備PtAl涂層。

第一，進(jìn)行樣品前處理。將矩形薄片試樣打磨至500# SiC砂紙后，用粒度為180目的白剛玉在0.4 MPa的壓力下進(jìn)行噴砂處理，以獲得一定的表面粗糙度。將樣品先后進(jìn)行NaOH溶液（30～60 g/L）化學(xué)除油、無(wú)水乙醇溶液中超聲物理除油。

第二，進(jìn)行電鍍Pt。電鍍鉑液為Pt(NH3)4(HPO4)，電鍍沉積速率為2～4 μm/h，在樣品表面電鍍Pt層的厚度約為5 μm。

第三，電鍍Pt后對(duì)試樣進(jìn)行真空（真空度低于9× 10?4Pa）熱處理，以消除電鍍過(guò)程中析出的氫氣、產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和降低試樣表面Pt濃度，其中真空熱處理參數(shù)為：1 040 ℃/5 h，升溫速率不高于12 ℃/min。

第四，將熱處理后的試樣進(jìn)行氣相滲鋁，其中滲劑為Fe-50%Al（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）粉，活化劑為氯化銨，滲鋁條件為1 060 ℃/4 h。通過(guò)電鍍Pt和氣相滲鋁在樣品表面制備出厚度約為40 μm的PtAl涂層。

1.3 1 100 ℃恒溫氧化試驗(yàn)

恒溫氧化試驗(yàn)溫度為1 100 ℃，條件為大氣環(huán)境。將3種基體厚度的涂層試樣放入干燥的剛玉坩堝中，再將其置于箱式電阻爐（KSF1400）中進(jìn)行恒溫氧化試驗(yàn)。箱式電阻爐升溫至1 100 ℃開(kāi)始計(jì)時(shí)，隨后每到試驗(yàn)設(shè)計(jì)的時(shí)間點(diǎn)后取出試樣，冷卻至室溫進(jìn)行后續(xù)的測(cè)試和表征。

1.4 測(cè)試與表征

采用自帶X射線能譜儀（EDS，XLT TEM-SDD，AMETEK EDAX）的場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（FEI-SEM，Nova-Nono450，F(xiàn)EI）對(duì)恒溫氧化不同時(shí)間點(diǎn)的樣品成分分布和組織形貌進(jìn)行表征分析。采用X射線衍射儀（XRD，Smartlab 9kw，RIGAKU）對(duì)樣品進(jìn)行物相分析表征。

2 結(jié)果及分析

2.1 制備態(tài)涂層試樣

圖1為3種基體厚度的涂層試樣制備態(tài)的截面微觀形貌。從圖1可見(jiàn)，3種厚度的基體制備態(tài)的涂層均呈現(xiàn)典型的雙層結(jié)構(gòu)，外層（OZ）主要為β-(Ni,Pt)Al相，β-(Ni,Pt)Al相中夾雜少量亮白色顆粒的PtAl2相，內(nèi)層為析出白色拓?fù)涿芘畔啵═CP）的互擴(kuò)散區(qū)（IDZ），基體厚度為0.5、1.0、2.0 mm試樣PtAl涂層的平均厚度均約為40 μm。3種基體厚度的涂層試樣OZ和IDZ界面分布著黑色顆粒物，這是涂層制備前處理噴砂時(shí)殘留的Al2O3顆粒。對(duì)3種基體厚度的涂層試樣在距離表面3 μm處進(jìn)行成分分析，EDS結(jié)果如表2所示。從結(jié)果可以看出，制備態(tài)3種試樣的涂層中相同位置Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%左右，涂層外層出現(xiàn)一定含量的Co、Cr、Ta元素，表明涂層在制備過(guò)程中這些元素由基體向外擴(kuò)散至涂層外層。圖2為3種基體厚度的涂層試樣X(jué)RD圖譜，結(jié)果表明，3種基體厚度的涂層試樣制備態(tài)的物相主要是β-(Ni,Pt)Al相，涂層中有少許的PtAl2相，少量的PtAl2相對(duì)試樣影響甚微，PtAl2相會(huì)在后續(xù)的恒溫氧化試驗(yàn)中轉(zhuǎn)化為β-(Ni, Pt)Al相。

2.2 1 100 ℃恒溫氧化后涂層試樣界面演變

圖3為3種基體厚度的涂層試樣1 100 ℃恒溫氧化不同時(shí)間點(diǎn)后的截面微觀形貌。從圖3可知，在恒溫氧化過(guò)程中，PtAl涂層/單晶高溫合金基體界面處的微觀形貌發(fā)生了演變。3種基體厚度的涂層試樣在1 100 ℃恒溫氧化100 h后，在IDZ下方析出針狀和顆粒狀相間的TCP相，形成了二次反應(yīng)區(qū)（SRZ）。隨著恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，SRZ區(qū)域的針狀和顆粒狀的析出相也逐漸增多，SRZ厚度增大。值得注意的是，3種基體厚度的涂層試樣在恒溫氧化500 h和1 000 h后，試樣表面均出現(xiàn)了明顯的表面起伏，這種現(xiàn)象通常跟PtAl涂層相變有關(guān)。為了探究涂層相變的情況，對(duì)涂層進(jìn)行了X射線衍射分析。圖4是3種基體厚度的涂層試樣1 100 ℃恒溫氧化1 000 h后的X射線衍射圖譜。從圖4可知，涂層中的β-(Ni,Pt)Al相向γ′-Ni3Al相轉(zhuǎn)變，造成體積收縮，進(jìn)而導(dǎo)致涂層表面起伏[13]。隨恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣谩湎喔?，表面起伏更明顯。

圖1 不同基體厚度的涂層試樣制備態(tài)截面微觀形貌

表2 不同基體厚度的涂層試樣制備態(tài)涂層表面下3 μm處EDS結(jié)果

圖2 不同基體厚度的涂層試樣制備態(tài)的XRD圖譜

圖3 不同基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層試樣1 100 ℃恒溫氧化后的截面形貌

圖4 不同基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層試樣1 100 ℃恒溫氧化1 000 h后的XRD圖譜

圖5是1 100 ℃恒溫氧化后3種基體厚度的涂層試樣的IDZ和SRZ生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)曲線。從圖5可知，0～100 h恒溫氧化階段，3種基體厚度的涂層試樣的IDZ厚度快速增長(zhǎng)；100～500 h階段，IDZ厚度緩慢增長(zhǎng)；500～1 000 h階段，IDZ的厚度趨于穩(wěn)定，此時(shí)3種基體厚度的涂層試樣的IDZ厚度均約為25 μm。同樣，3種基體厚度的涂層試樣的SRZ也隨恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)而增大，0～100 h階段，SRZ厚度快速增長(zhǎng)，且三者厚度相近，厚度均約為37 μm；恒溫氧化500～1 000 h階段，1.0 mm和2.0 mm試樣的SRZ差別不大，0.5 mm試樣的SRZ厚度最?。? 000 h后，基體厚度為0.5、1.0、2.0 mm的試樣的SRZ厚度分別約為98、121、130 μm。

圖6為3種基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層試樣恒溫氧化過(guò)程中IDZ和SRZ形態(tài)的演變。從圖6a1—a3）可知，制備態(tài)試樣，涂層與基體之間僅有IDZ存在，且IDZ上部分β相中的TCP相呈條狀結(jié)構(gòu)，IDZ下部分柱狀的γ′相中的TCP相呈細(xì)小顆粒狀，該處的γ′相形成是由于高溫低活性氣相滲鋁過(guò)程中致使基體中的Ni向涂層中擴(kuò)散破壞了γ/γ′共格結(jié)構(gòu)，基體中的γ相向γ′相轉(zhuǎn)變。3種基體厚度的涂層試樣恒溫氧化100 h截面形貌如圖6b1—b3所示，涂層IDZ中的塊狀TCP相演變成顆粒狀，上層為大顆粒析出相，下層為細(xì)小顆粒析出相。此外，IDZ中的TCP相較制備態(tài)數(shù)量少。IDZ下方析出針狀和顆粒狀相間的TCP相，形成SRZ。3種基體厚度的涂層試樣恒溫氧化500 h截面形貌如圖6c1—c3所示，IDZ大顆粒TCP相區(qū)域的TCP相較上一個(gè)時(shí)間點(diǎn)更加稀疏，且SRZ中長(zhǎng)針狀TCP相向短棒狀和顆粒狀TCP相演變。3種基體厚度的涂層試樣恒溫氧化1 000 h截面形貌如圖6d1—d3）所示，3種試樣的IDZ中大塊TCP相數(shù)量減少，并且只有0.5 mm基體厚度的試樣出現(xiàn)了一條TCP相“貧化帶”，SRZ中短端棒狀TCP相向顆粒狀演變趨勢(shì)更加明顯。

2.3 1 100 ℃恒溫氧化后界面元素分布

為了探究3種基體厚度的涂層試樣的界面微觀演變過(guò)程中元素互擴(kuò)散，對(duì)3種基體厚度的涂層試樣恒溫氧化各個(gè)時(shí)間點(diǎn)進(jìn)行成分分布測(cè)定，結(jié)果如圖7所示。從圖7a1—a3可知，在制備態(tài)，3種基體厚度的涂層試樣Ni、Pt、Al元素變化趨勢(shì)相似。試樣中的Ni含量由涂層外層至基體先減后增，IDZ中Ni含量最低。Pt元素先增后減，其中涂層/基體原始界面附近Pt含量最高。Al元素從涂層至基體遞減。隨著恒溫氧化時(shí)間的推進(jìn)，Ni、Pt、Al不斷擴(kuò)散。從圖7b1—d3可知，恒溫氧化100 h后，涂層外層中的Ni、Pt、Al元素分布曲線呈平臺(tái)狀，表明該時(shí)間點(diǎn)涂層外層成分均勻化。從圖7c1—c3可知，恒溫氧化500 h后，涂層外層中的Ni、Pt、Al元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)曲線仍然呈平臺(tái)狀，且三者Al含量較100 h幾乎相同，均約為10%，這主要?dú)w因于Pt的作用，Pt會(huì)促進(jìn)Al的上坡擴(kuò)散，使得涂層外層Al保持較高含量[1]。從圖7d1—d3可知，恒溫氧化1 000 h，涂層外層的Al含量大幅降低，Ni、Pt、Al在涂層和基體的元素濃度梯度降低，逐漸向均勻化的趨勢(shì)發(fā)展。

圖5 不同基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層IDZ（a）和SRZ（b）生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)曲線

圖6 不同基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層恒溫氧化IDZ和SRZ微觀演變

圖8為3種基體厚度的涂層試樣各時(shí)間點(diǎn)其他元素分布曲線。從圖8a1—a3可知，涂層制備態(tài)，3種基體厚度的涂層試樣中PtAl涂層與基體之間的W、Re、Ta等難熔元素存在較大的濃度差。從圖8b1—b3可知，恒溫氧化100 h后涂層外層（OZ）的W、Re、Ta難熔元素曲線都在OZ形成平臺(tái)，各元素在OZ均勻化，而在IDZ和SRZ中的W、Re、Ta等難熔元素濃度仍然存在較大差異。恒溫氧化500 h和1 000 h的元素分布分別如圖8c1—c3和圖8d1—d3所示，3種基體厚度的涂層試樣OZ處難熔元素都基本維持恒定的數(shù)值，各元素的波動(dòng)變化主要是在IDZ和SRZ?？梢钥闯?，隨著恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，3種基體厚度的涂層試樣IDZ中的Ta含量顯著降低，其中0.5mm基體厚度的涂層試樣最為明顯。隨著恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，從基體至涂層，W、Re和Ta等元素濃度梯度顯著降低，較其他2種基體厚度的涂層試樣，0.5 mm基體厚度的涂層試樣SRZ中這些元素的濃度梯度最小。

圖7 不同基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層1 100 ℃恒溫氧化后Ni、Pt、Al分布曲線

2.4 分析討論

如圖1所示，3種基體厚度的涂層試樣在制備態(tài)形成了IDZ，這主要是涂層在制備過(guò)程中Al的向內(nèi)擴(kuò)散和Ni的向外擴(kuò)散所致?；w中初始態(tài)γ/γ′相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，?γ′相對(duì)難熔元素的溶解度大于β相，β相中的W、Re等難熔元素過(guò)飽和析出TCP相[14]。因此3種試樣制備態(tài)IDZ主要由β相、γ′相和TCP相組成。從圖3和圖6可知，1 100 ℃恒溫氧化過(guò)程中，IDZ下方形成具有針狀和顆粒狀TCP相的SRZ，有文獻(xiàn)指出[15]，Al的內(nèi)擴(kuò)散是形成SRZ的主要原因。Al向基體擴(kuò)散導(dǎo)致γ/γ′相轉(zhuǎn)化γ′相，W、Mo、Re等難熔元素過(guò)飽和從而析出TCP相，形成SRZ，但是，本文結(jié)果表明，由于涂層外層向基體擴(kuò)散的Al大部分被IDZ吸收，SRZ中的Al含量和基體相差不大，均約為4 wt.%（圖7所示）。

進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，Ta元素在涂層外層（OZ）中的含量很低，但其在IDZ和SRZ中含量顯著增加（圖8所示）。有文獻(xiàn)報(bào)道，β相中，Pt和Ta均占據(jù)Ni原子的位置[16]，而在γ′相中Ta占據(jù)Al的位置[17]，Pt、Al和Ta呈競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系。因此，隨著Pt和Al從涂層向基體擴(kuò)散，促使Ta元素向IDZ和SRZ富集。一方面，Ta可作為形成γ′相的形成元素，導(dǎo)致γ′相體積分?jǐn)?shù)增加，顯著促進(jìn)TCP相的析出[18-19]；另一方面，Ta作為難熔元素，顯著增加電子空位數(shù)，進(jìn)一步促進(jìn)TCP相的析出[20-22]。因此，可以推測(cè)，Ta元素的富集是TCP相析出，形成SRZ的主要原因。

圖8 不同基體厚度的DD9單晶高溫合金/PtAl涂層1 100 ℃恒溫氧化后其他元素分布曲線

在恒溫氧化過(guò)程中，3種基體厚度的涂層試樣的SRZ快速長(zhǎng)大。100 h，3種試樣的SRZ厚度均約為37 μm，但是隨恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，0.5 mm基體厚度的涂層試樣形成的SRZ厚度顯著較其他2種基體厚度的涂層試樣?。▓D5所示）。PtAl涂層/薄壁單晶高溫合金體系的恒溫氧化也可以視為一個(gè)元素均勻化擴(kuò)散的過(guò)程。W、Mo和Re等難熔元素是TCP相主要形成元素，但其擴(kuò)散速率較Ni、Al等元素低幾個(gè)數(shù)量級(jí)。元素均勻化擴(kuò)散促進(jìn)這些元素?cái)U(kuò)散，從而析出TCP相，加速SRZ的長(zhǎng)大[23]?；w厚度越薄，均勻化越容易，需要的時(shí)間更短。從圖8成分分布曲線可知，1 000 h恒溫氧化后，0.5 mm基體厚度的涂層試樣SRZ中的W、Re等難熔元素的濃度梯度較另外2種基體厚度的涂層試樣小。因此，0.5 mm基體厚度的涂層試樣基體中W、Mo和Re等難熔元素?cái)U(kuò)散慢，從而減少了TCP相的析出，其SRZ厚度最小。此外，0.5 mm基體厚度的W、Mo和Re等難熔元素總含量最低，這些難熔元素在SRZ中的濃度最低（如圖8所示），進(jìn)一步抑制了SRZ的長(zhǎng)大。

隨著恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)IDZ和SRZ的形貌發(fā)生明顯變化。從圖6可知，恒溫氧化0～100 h，IDZ區(qū)域的TCP相逐漸溶解，這主要是由于涂層外層中的Al元素向IDZ擴(kuò)散，使得IDZ區(qū)域的β相向γ′相轉(zhuǎn)變[18-19]，而難熔性元素在γ′相中的溶解度要大于在β相中的溶解度[14]，因而IDZ中部分TCP相發(fā)生溶解。值得注意的是，恒溫氧化1 000 h，只有0.5 mm基體厚度的涂層試樣的IDZ中出現(xiàn)了TCP相“貧化帶”。進(jìn)一步分析可知，0.5 mm基體厚度的涂層試樣IDZ中TCP相“貧化帶”的Ta濃度顯著降低（圖8所示）。由前述分析可知，0.5 mm基體厚度的涂層試樣最容易均勻化，隨著恒溫氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，難熔元素從基體向涂層擴(kuò)散最慢。但是，由于氧化消耗，IDZ中的Ta元素持續(xù)向涂層擴(kuò)散，形成尖晶石類(lèi)氧化物[24]。IDZ中的Ta元素持續(xù)消耗，而沒(méi)有得到基體擴(kuò)散補(bǔ)充。因此，0.5 mm基體厚度的涂層試樣IDZ中顆粒狀TCP相溶解消失，最早形成TCP相“貧化帶”。此外，SRZ中針狀TCP相形貌從針狀向細(xì)小顆粒狀演變，這與其他文獻(xiàn)報(bào)道相符[25-28]。TCP相從針狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀主要是為了降低析出相應(yīng)變能，隨后轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小顆粒狀/球狀以進(jìn)一步減小其表面能。

3 結(jié)論

1）3種基體厚度（0.5、1.0、2.0 mm）的薄壁DD9單晶高溫合金/PtAl涂層在恒溫氧化后均形成了互擴(kuò)散區(qū)（IDZ）和二次反應(yīng)區(qū)（SRZ），3種基體厚度的涂層試樣IDZ厚度基本相當(dāng)，但是恒溫氧化500 h后，0.5 mm基體厚度的涂層試樣SRZ厚度顯著小于其他2種試樣。

2）隨著恒溫氧化時(shí)間延長(zhǎng)，3種涂層試樣IDZ中TCP相含量減少，只有0.5 mm基體厚度的涂層試樣在IDZ中形成了TCP相“貧化帶”。3種基體厚度的涂層試樣SRZ中針狀TCP相轉(zhuǎn)化為顆粒狀TCP相。

3）Ta元素在IDZ和SRZ中富集是析出TCP相、形成SRZ的主要原因。隨恒溫氧化時(shí)間延長(zhǎng)，0.5 mm基體厚度的涂層試樣W、Re和Ta等難熔元素更早均勻化，元素濃度梯度低，降低了SRZ長(zhǎng)大速率。IDZ中的Ta元素向涂層擴(kuò)散，是0.5 mm基體厚度的涂層試樣形成TCP相“貧化帶”的主要原因。

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Interface Evolution of PtAl Coatings/Thin-walled Single Crystal Superalloy with Different Thicknesses

1, 2a,2b,2a,2b,3,2a,2b,2a,2b,1,2a,2b

(1. School of Materia and Energy, Guangdong University of Technology, Guangzhou 510006, China; 2. a. National Engineering Laboratory for Modern Materials Surface Engineering Technology, b. Guangdong Key Laboratory of Modern Surface Engineering Technology, Institute of New Materials, Guangdong Academy of Sciences, Guangzhou 510651, China; 3. Powder Metallurgy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China)

PtAl coated Ni-based single crystal (SC) superalloys are widely used in the aerospace industry and land-based power generation applications. Interdiffusion between the coating and the underlying substrate inevitably occurs during thermal exposure at high temperatures, which causes considerable deterioration of mechanical properties in the alloy substrate. In order to reduce weight and film cooling, the thickness of single crystal superalloy blades is getting thinner and thinner. However, to the knowledge of the authors, the interface evolution mechanism of PtAl coated thin-walled single crystal superalloy and the effect of the substrate thickness have rarely been reported.

In this paper, the mechanism of microstructural evolution of PtAl coated thin-walled Ni-based single crystal superalloy with different thicknesses has been studied. PtAl coatings are prepared on a third generation nickel-based single crystal superalloy DD9 with different thicknesses (0.5 mm, 1.0 mm and 2.0 mm) by electroplating Pt and high temperature and low activity vapor aluminizing. The thickness of the electroplating Pt layer is about 5 μm, and the final thickness of PtAl coating is about 40 μm. The inter-diffusion of elements and the microstructural evolution of the PtAl coated samples with different thicknesses have been studied by XRD, SEM and EDS.

The inter-diffusion zone (IDZ) increases rapidly after isothermal oxidation for 100 h. After isothermal oxidation for 500 h, the IDZ thickness of three samples are about 25 μm and keep basically unchanged. However, only the sample with 0.5 mm thickness shows topological close packed (TCP) phase depleted zone in IDZ after isothermal oxidation for 1 000 h. Secondary reaction zone (SRZ) with needle-like and granular TCP phases forms below the IDZ in all the samples. After isothermal oxidation for 100 h, the thickness of SRZ of the three samples are equivalent. Still, after isothermal oxidation for 500 h and 1 000 h, the SRZ thickness of the sample with 0.5 mm thickness is significantly smaller than that of other two samples.

Although the obvious inner diffusion of Al from the coating to the substrate has been found, the content of Al in the SRZ is basically unchanged due to that most inwardly diffused Al is absorbed in the IDZ. Microstructural analysis suggests that the enrichment of Ta rather than Al near the interface mainly leads to the formation of SRZ. The difference in diffusion of refractory elements such as W, Re and Ta at the interface is the key factor that causes different morphology/thickness of IDZ and SRZ in the three samples. The coated sample with the minimum thickness is easier to homogenize, and less interdiffusion of refractory elements such as W, Re occurs when the isothermal oxidation time is extended to 500 h, which leads to the minimum SRZ thickness of the sample with 0.5 mm thickness. The inward diffusion of Ta from the substrate to the IDZ has been reduced when the isothermal oxidation time is extended. However, the outward diffusion of Ta from the IDZ to the coating continues due to oxidation consumption. Therefore, the content of Ta has been reduced in the IDZ, resulting in the TCP phase depleted zone in the sample with 0.5 mm thickness.

PtAl coatings; thin-walled nickel-based single crystal superalloy; different thickness; inter-diffusion of elements; secondary reaction zone

TG174.44

A

1001-3660(2023)01-0187-09

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2023.01.019

2022–01–01；

2022–03–30

2022-01-01；

2022-03-30

廣東省基礎(chǔ)與應(yīng)用基礎(chǔ)研究基金項(xiàng)目（2021A1515011693、2020A1515010948）；廣東省科學(xué)院專項(xiàng)項(xiàng)目（2020GDASYL- 20200104028、2021GDASYL-20210103066、2020GDASYL-20200402005）；廣東省軟科學(xué)研究計(jì)劃項(xiàng)目（2019B101001011）；廣州市重點(diǎn)領(lǐng)域研發(fā)計(jì)劃（202007020008）；航空發(fā)動(dòng)機(jī)及燃?xì)廨啓C(jī)基礎(chǔ)科學(xué)中心項(xiàng)目（P2021-A-I-001-001)

The Guangdong Province Basic and Applied Basic Research Fund Project (2021A1515011693, 2020A1515010948); Special Project of Guangdong Academy of Sciences (2020GDASYL-20200104028, 2021GDASYL-20210103066, 2020GDASYL-20200402005); Guangdong Soft Science Research Program (2019B101001011); Guangzhou Key Field R&D Program (202007020008); Aeroengine and Gas Turbine Basic Science Center Project (P2021-A-I-001-001)

倪建洋（1995—），男，碩士研究生，主要研究方向?yàn)楸砻婀こ獭?/p>

NI Jian-yang (1995-), Male, Postgraduate, Research focus: surface engineering.

尹斌（1991—），男，博士，工程師，主要研究方向?yàn)椴牧媳砻娓男浴?/p>

YIN Bin (1991-), Male, Ph. D., Engineer, Research focus: surface modification of materials.

倪建洋, 尹斌, 鄧春明, 等. 不同厚度薄壁單晶高溫合金/PtAl涂層界面演變[J]. 表面技術(shù), 2023, 52(1): 187-195.

NI Jian-yang, YIN Bin, DENG Chun-ming, et al. Interface Evolution of PtAl Coatings/Thin-walled Single Crystal Superalloy with Different Thicknesses[J]. Surface Technology, 2023, 52(1): 187-195.

責(zé)任編輯：萬(wàn)長(zhǎng)清