戴建偉， 易 軍， 王占考， 王 凱， 許振華， 何利民

(1.北京航空材料研究院,北京100095；2.總參陸航部裝備發(fā)展辦公室,北京 100083)

單晶高溫合金鉑改性鋁化物涂層的高溫氧化行為

戴建偉1， 易 軍2， 王占考1， 王 凱1， 許振華1， 何利民1

(1.北京航空材料研究院,北京100095；2.總參陸航部裝備發(fā)展辦公室,北京 100083)

采用化學(xué)氣相沉積(CVD)方法在單晶高溫合金基體上分別制備了單一鋁化物和鉑改性鋁化物涂層,研究了1050℃下兩種涂層在空氣中的高溫氧化行為。采用X-射線衍射(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)、能譜儀(EDS)等方法分析了鋁化物涂層在氧化過程中相成分和顯微組織的演變規(guī)律,結(jié)果表明：經(jīng)1050℃氧化250h后,兩種涂層的氧化動力學(xué)曲線均符合拋物線演變規(guī)律,Pt-A l涂層的抗氧化性能相對于單一Al涂層提高了2倍以上；涂層主要由β、γ′和α-Al2O3三種物相組成；隨著氧化時間的延長,兩種涂層表面均出現(xiàn)了氧化膜的脫落現(xiàn)象,但Pt-Al涂層表面氧化膜的脫落面積較??；涂層中相變過程的產(chǎn)生、γ′相貫穿整個涂層和混合氧化物層過早形成是導(dǎo)致鋁化物涂層氧化剝落失效的主要原因。Pt元素的加入既可減緩β→γ′的相變速率,又可有效阻擋基體中難熔金屬元素的外擴(kuò)散行為,保證了高質(zhì)量α-Al2O3保護(hù)膜的生成。

鉑改性鋁化物涂層；化學(xué)氣相沉積；氧化；相變；氧化膜

隨著航空技術(shù)的不斷發(fā)展,對材料性能的要求也越來越高,要提高飛機(jī)的飛行速度、高度及續(xù)航能力,必須提高航空發(fā)動機(jī)的推重比,即提高渦輪進(jìn)口溫度。目前先進(jìn)的航空發(fā)動機(jī)渦輪進(jìn)口溫度可達(dá)到2000℃以上［1］,在如此高的溫度條件下,僅靠冷卻技術(shù)和研制新型高溫合金以及改進(jìn)葉片制造工藝,難以滿足渦輪葉片工作必需的高溫抗氧化能力要求。

目前航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片使用最多的是定向凝固高溫合金,而針對高推重比的型號研制任務(wù)需求則推動了單晶高溫合金的發(fā)展。從20世紀(jì)80年代起,單晶高溫合金進(jìn)入了蓬勃發(fā)展的階段,其持久性能、蠕變性能、熱疲勞性能等不斷提高,應(yīng)用范圍也越來越廣泛；但是在高溫條件下單獨使用單晶合金易出現(xiàn)氧化及熱腐蝕現(xiàn)象,鋁化物涂層作為一種重要的高溫防護(hù)涂層,在航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片內(nèi)外表面的整體防護(hù)方面有非常廣泛的應(yīng)用［2］。采用高溫合金+防護(hù)涂層的材料體系,其中基體材料主要滿足高溫力學(xué)性能要求,而涂層材料則主要滿足高溫抗氧化及抗腐蝕性能的要求,二者的組合在高溫條件下已證實可以取得良好的高溫防護(hù)效果［3］。相對于單一鋁化物涂層而言,鉑改性鋁涂層可提高單晶合金的高溫抗氧化和抗熱腐蝕性能,其中Pt元素對涂層的性能改善主要是提高了A l2O3膜的粘附性；但是Pt元素的添加對涂層中β相的退化控制行為和高溫抗氧化機(jī)理至今研究甚少。

本工作采用化學(xué)氣相沉積技術(shù)在鎳基單晶高溫合金基體上分別制備了單一鋁化物和鉑改性鋁化物涂層,在1050℃高溫條件下,通過氧化動力學(xué)、相結(jié)構(gòu)、顯微組織和成分等演變規(guī)律,深入研究兩種涂層的高溫氧化行為,并探討涂層的高溫失效機(jī)制。

1 試樣制備與實驗方法

1.1 試樣制備

采用鎳基單晶高溫合金(15mm×10mm× 1.5mm)作為基體材料,其名義成分如表1所示。合金基體經(jīng)600號金相砂紙打磨及濕吹砂處理后,用丙酮進(jìn)行超聲波清洗、烘干。

采用ALUVAP CVA 190 BL L-Single型化學(xué)氣相沉積設(shè)備制備鋁化物涂層。單一鋁化物涂層(Al涂層)的沉積工藝為1020℃下反應(yīng)3h,真空室壓力0.01～0.03MPa。鉑改性鋁化物涂層(Pt-Al涂層)制備方式為首先在基體表面電鍍一層厚度約3～5μm的Pt層,再進(jìn)行滲鋁工序。Pt-Al涂層的滲Al工藝參數(shù)與單一Al涂層相同。

表1 鎳基單晶高溫合金基體的名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 The nominal composition of the nickel-based single-crystal superalloy(mass fraction/%)

1.2 實驗方法

靜態(tài)氧化試驗參照HB5258-2000《鋼及高溫合金的抗氧化性測定試驗方法》,在高溫馬弗爐中進(jìn)行,試驗溫度1050℃,試驗時間分別為50h、100h、200h和250h。采用X射線衍射儀(XRD,Bruker D8 Advance)分析涂層相結(jié)構(gòu),采用掃描電子顯微鏡(SEM,FEI-Quanta 600)分析涂層的表面及橫截面顯微形貌,同時借助能譜儀(EDS,Oxford INCAxsight 6427)檢測相關(guān)區(qū)域的涂層成分。

2 結(jié)果和討論

2.1 氧化動力學(xué)

圖1為兩種鋁化物(Al和Pt-A l)涂層在1050℃高溫條件下的靜態(tài)氧化動力學(xué)曲線,從圖中可以看出,兩種涂層的氧化動力學(xué)曲線均符合拋物線演變規(guī)律,試樣在前5h迅速氧化增重,之后增重速率逐漸降低。而對于Pt-Al涂層而言,其200h后該涂層的增重速率則接近于零。這是由于,氧化初期合金氧化反應(yīng)由金屬元素的擴(kuò)散決定［4］,此時涂層表面還沒有形成連續(xù)的α-Al2O3膜,Ni,Cr等元素參與反應(yīng),生成的NiO和Cr2O3不能起到保護(hù)作用；同時涂層內(nèi)孔洞中的氧與合金元素發(fā)生原位氧化形成A l2O3,二者共同作用使氧化反應(yīng)非常迅速。待Al2O3保護(hù)膜形成后,氧原子在Al2O3膜中的擴(kuò)散決定氧化的速率［5］,隨著氧化時間的增加,Al2O3膜不斷增厚,氧原子的擴(kuò)散速度越來越慢,所以氧化速率逐漸降低。Pt-Al涂層形成的氧化膜比較致密并且不易脫落,有效地阻擋了氧原子向涂層內(nèi)擴(kuò)散,故200h以后Pt-Al涂層的增重速率接近于零。

圖1 兩種鋁化物涂層在1050℃/250h條件下氧化的動力學(xué)曲線Fig.1 Kinetics curves of the tx o aluminide coatings of isothermal oxidation at 1050℃for 250h

從圖1中還可發(fā)現(xiàn),兩種涂層試樣在250h內(nèi)的氧化增重差異較大,Pt-Al涂層的氧化增重相對較小。Al涂層和Pt-Al涂層在250h內(nèi)的平均氧化速率分別為0.036g/(m2·h)和0.015g/(m2·h),鉑改性鋁化物涂層的抗氧化性能相對于單一鋁化物涂層提高了2倍以上。Pt元素的加入結(jié)合了大量的A l元素,改變了A l元素在氧化過程中形成氧化鋁的Gibbs自由能,使穩(wěn)定的α-Al2O3更易快速形成,同時NiO和Cr2O3較難生成,從而提高了Al元素的選擇性氧化［6］,有助于形成更薄更純凈的Al2O3膜,氧化膜形成之后不易脫落并有效阻擋了氧原子向內(nèi)擴(kuò)散,所以Pt-Al涂層較Al涂層抗氧化性能更優(yōu)異。

2.2 相結(jié)構(gòu)

圖2為沉積態(tài)的兩種鋁化物(Al和Pt-Al)涂層及經(jīng)高溫氧化后兩種涂層的表面XRD圖譜,結(jié)果表明兩種沉積態(tài)涂層分別為單一的β-NiAl和β-(Ni, Pt)Al相,隨著氧化時間的延長,α-Al2O3的衍射峰強(qiáng)度逐漸增強(qiáng)。如圖2a所示,經(jīng)高溫氧化50h后涂層表面出現(xiàn)α-Al2O3相及γ′-Ni3A l相,γ′-Ni3Al相是由Al2O3膜下的β-NiAl相轉(zhuǎn)化而來,一方面氧化過程消耗了大量的A l,使氧化膜下逐漸貧Al,另一方面Ni及其他基體元素如Co,Cr等向外擴(kuò)散,Al向內(nèi)擴(kuò)散,進(jìn)一步降低了Al含量,共同導(dǎo)致γ′-Ni3Al的形成［7,8］。200h后α-Al2O3及γ′-Ni3Al相衍射峰強(qiáng)度繼續(xù)升高,β-NiAl峰強(qiáng)度有所降低。相比于沉積態(tài)涂層而言,250h后β-NiAl相衍射峰強(qiáng)度很弱,大量的β-NiA l已轉(zhuǎn)變?yōu)棣谩?Ni3Al,同時大量的Al也補(bǔ)充到了α-Al2O3,并且伴隨著Al2O3膜的脫落及再生成,此時Al2O3膜下涂層基本為γ′-Ni3Al相。與單一Al涂層相比較,在高溫氧化階段Pt-Al涂層中的β-NiAl轉(zhuǎn)變?yōu)棣谩?Ni3Al速度相對緩慢(圖2b),Pt元素添加后已固溶到NiAl相中,形成(Ni,Pt)Al相,Pt元素減緩了Al2O3的生長速率,降低了β-NiAl中Al元素向外的擴(kuò)散速率［9］,說明Pt的加入抑制了Ni3Al生成,提高了涂層的抗氧化能力。

圖2 兩種鋁化物涂層的表面XRD圖譜 (a)Al涂層；(b)Pt-Al涂層Fig.2 XRD patterns of the tx o aluminide coatings (a)Al coating；(b)Pt-A l coating

圖3 1050℃下Al涂層和Pt-Al涂層經(jīng)不同時間時效后的SEM表面形貌Fig.3 SEM surfacemorphologies of Al and Pt-Al coatings annealed at 1050℃for different time

2.3 表面形貌

圖3為A l涂層(a～c)和Pt-Al涂層(d～f)在1050℃下經(jīng)0h,50h,250h靜態(tài)氧化后的SEM表面形貌。從圖中可以看出,兩種沉積態(tài)涂層表面呈現(xiàn)連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu),是化學(xué)氣相沉積方法制備鋁化物涂層的典型形貌。隨著氧化時間的延長,晶界處趨于平整,且整個涂層表面仍保持網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)排布,同時涂層表面出現(xiàn)了氧化膜的脫落現(xiàn)象,其中Pt-Al涂層脫落面積較小。氧化膜的脫落主要是由于表面形成的Al2O3膜與膜下滲層及合金基體間熱膨脹不匹配所引起,Al2O3膜內(nèi)的應(yīng)力不能通過塑性變形松弛釋放,膜在冷卻時更容易發(fā)生開裂及剝落。對圖3c(Al涂層高溫氧化250h)中淺色的氧化膜脫落區(qū)A及深色的未脫落區(qū)B進(jìn)行能譜成分分析,各種元素含量如表2所示。結(jié)果顯示,脫落區(qū)仍為新的氧化物附著在涂層的表面,Al元素含量雖相對未脫落區(qū)較低,但仍保持在較高的水平,脫落區(qū)的Ni元素含量高于未脫落區(qū)。說明氧化開始后,NiAl相中的A l元素在反應(yīng)驅(qū)動力的作用下,擴(kuò)散到涂層外表面形成一層 Al2O3膜,氧原子向內(nèi)發(fā)生擴(kuò)散,外層Al2O3膜因熱膨脹系數(shù)不匹配脫落后,脫落區(qū)又形成了新的Al2O3膜,稱為氧化膜的自愈［10］。

表2 1050℃下Al涂層氧化250h后剝落區(qū)A和未剝落區(qū)B的能譜分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 The EDS analysis of spalling area A and non-spalling area B of A l coating at 1050℃for 250h(mass fraction/%)

比較圖3c和圖3 f可知,Al涂層經(jīng)過250h高溫氧化后,氧化膜變得疏松,并且有微裂紋和孔洞。其中微裂紋是由于氧化膜中應(yīng)力產(chǎn)生并釋放所引起,孔洞則是氧化膜中微裂紋自愈合后所出現(xiàn)的現(xiàn)象。氧化開始后,氧化膜因涂層表面凹凸不平導(dǎo)致受到的應(yīng)力不均勻,先是出現(xiàn)微裂紋,微裂紋在氧化初期因受到應(yīng)力小且?guī)缀醪粩U(kuò)展,并可以很快自修復(fù)。隨著氧化時間的延長,涂層中Al含量降低,當(dāng)Al含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%)降低到臨界值附近時［11］,微裂紋的自修復(fù)能力減弱,微裂紋自愈合后出現(xiàn)了孔洞,促進(jìn)氧化膜的剝落,進(jìn)一步加速了涂層的氧化［12］。通過掃描電鏡觀察此時的涂層表面,發(fā)現(xiàn)有較大面積氧化膜開裂和脫落。而Pt-Al涂層氧化開始后在其表面很快形成一層平整、致密的Al2O3膜,并且由于Pt的加入減緩了Al元素向外擴(kuò)散,使Al2O3的形成主要變?yōu)檠踉友谹l2O3晶界向內(nèi)擴(kuò)散或同時互擴(kuò)散氧化生長,這樣形成的Al2O3會填充到出現(xiàn)的孔洞和微裂紋中,所以經(jīng)250h氧化后,Pt-Al涂層表面的剝落、微裂紋和孔洞的出現(xiàn)程度均比Al涂層少。

2.4 橫截面形貌

圖4為Al涂層(a～c)和Pt-Al涂層(d～f)在 1050℃下經(jīng)0h,50h,250h靜態(tài)氧化后的SEM橫截面形貌。圖4a和4b中沉積態(tài)涂層的橫截面金相組織表明,涂層分為兩層,外層為涂層區(qū),內(nèi)層為擴(kuò)散區(qū)。外層為均質(zhì)單一相,該現(xiàn)象與上述沉積態(tài)涂層的XRD結(jié)果是一致的(圖2)。從EDS分析結(jié)果來看,涂層區(qū)中除了本征的Ni,Al(圖4a)和Ni,Pt,Al (圖4d)元素外,還有少量的Cr和Co元素共存,說明在涂層的沉積過程中這些元素已從合金基體中穿過擴(kuò)散區(qū),外擴(kuò)散進(jìn)入涂層區(qū)。這些元素與Ni和A l的原子半徑相似,故可推知它們應(yīng)該是置換固溶于β-NiAl或β-(Ni,Pt)Al相中,為體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)。同時,兩種涂層在擴(kuò)散區(qū)中還出現(xiàn)了白色的析出物,其中富集了大量Cr和Co元素,為富Cr,Co的M23C6相(fcc)［13］。此外,涂層外層中的Al元素在化學(xué)位驅(qū)動力的作用下也穿過擴(kuò)散層向基體發(fā)生少量擴(kuò)散,在整個涂層中形成一定的濃度梯度。涂層與基體間各元素的互擴(kuò)散行為,對提高涂層與基體的結(jié)合力以及涂層表面保護(hù)性氧化膜的自愈合能力是非常有利的作用因素。

圖4c、圖4 f中典型相區(qū)的元素含量經(jīng)能譜分析后結(jié)果如表2所示。從圖中可以看到,經(jīng)過高溫氧化,A l涂層和Pt-A l涂層均已分為三層：外表層、次表層和擴(kuò)散區(qū)。涂層的外表層為 α-Al2O3層,與A l涂層相比,Pt-A l涂層氧化后形成的A l2O3層較薄且更為致密。A l涂層的次表層為富A l的β-NiAl相,顏色較深,但在氧化層下的部分位置出現(xiàn)了淺色的γ′-Ni3Al相,此處的Al向外表面及基體內(nèi)擴(kuò)散很快［14］,不斷發(fā)生β-NiAl向γ′-Ni3Al的轉(zhuǎn)變,γ′-Ni3A l逐漸長大、變厚乃至貫穿整個涂層,同時α-A l2O3層也會變厚。貫穿整個涂層的γ′-Ni3A l會成為氧元素快速擴(kuò)散通道,加速涂層的氧化從而會縮短其壽命［15］。Pt-Al涂層的次表層中出現(xiàn)淺色的γ′-Ni3Al相與Al涂層相比含量較少,其中加入的Pt可阻礙NiAl向Ni3Al的轉(zhuǎn)變,阻止A l在NiA l相中的擴(kuò)散,并且抑制基體元素向外擴(kuò)散。同時提高了Al元素的選擇性氧化,有利于形成較純凈的Al2O3層。此外,Al2O3層較低的生長速率降低了保護(hù)性氧化膜的應(yīng)力累積,有助于提高氧化膜與涂層的結(jié)合力,使Pt-Al涂層在高溫氧化過程中形成的Al2O3層脫落較少,這與兩種涂層的表面SEM結(jié)果一致。A l涂層和Pt-A l涂層的擴(kuò)散區(qū)在經(jīng)過長時間高溫氧化后均出現(xiàn)了密集的白色針狀析出物,這是由于基體合金中的難熔金屬元素Co、Cr、Mo、W等向外擴(kuò)散,高溫條件下的碳化物形成能較低,所以在擴(kuò)散區(qū)附近聚集并常以碳化物的形式在擴(kuò)散區(qū)處沉積出來［16］,主要是MC,M23C6,M6C(M為Co,Cr,Mo,W等元素),其中MC是合金中的本征物相,同時形成難熔金屬元素在垂直涂層方向的濃度梯度,進(jìn)一步加劇了元素的擴(kuò)散和碳化物的形成。隨著氧化時間的延長,白色析出物區(qū)域的厚度也隨之變寬。

圖4 1050℃下A l涂層和Pt-Al涂層經(jīng)不同時間時效后的SEM橫截面形貌Fig.4 SEM cross-section morphologies of Al and Pt-Al coatings annealed at 1050℃for different time

涂層的失效機(jī)制可能為,表面形成連續(xù)的 α-Al2O3層后,Al2O3層下方的β-NiAl相中的Al元素同時向外表面及基體方向擴(kuò)散,導(dǎo)致涂層中發(fā)生β-NiA l向γ′-Ni3Al的轉(zhuǎn)變,γ′-Ni3A l相長大、延伸并貫穿涂層后成為氧元素擴(kuò)散的通道,使基體元素發(fā)生氧化,并且隨著Al的消耗β層變薄而Al2O3層和擴(kuò)散區(qū)不斷變厚；同時基體合金中的Ni,Co,Cr等元素向外擴(kuò)散,在初始氧化層脫落后,形成防護(hù)效果不佳的NiO和Al2O3混合氧化物層,這種氧化物在高溫條件下更易于出現(xiàn)脫落現(xiàn)象,導(dǎo)致涂層過早失效。對Al涂層及Pt-Al涂層而言,高溫氧化失效機(jī)制基本上是相同的。不同的是,Pt元素的加入不僅可減緩NiAl向Ni3Al的轉(zhuǎn)變,使涂層能較長時間地維持β相的存在；而且提高了Al元素的選擇性氧化,形成了純凈致密的Al2O3膜,膜的較慢增長速率降低了膜層內(nèi)的應(yīng)力累積,提高了氧化膜與涂層的結(jié)合力；同時有效地阻擋了基體中難熔金屬元素的向外擴(kuò)散,這些難熔金屬元素在Ni3Al相中溶解度較小,富集并以碳化物析出后起到擴(kuò)散屏障的作用,可阻止Pt,Al元素和基體元素的擴(kuò)散,從而提高了Pt-Al涂層的高溫抗氧化性能,延長了涂層的時效壽命［17］。

表3 1050℃下氧化250h后兩種鋁化物涂層的典型相區(qū)的元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 3 Elemental contents of typical zones x ithin the txo aluminide coatings at 1050℃for 250h(mass fraction/%)

3 結(jié)論

(1)Al和Pt-A l涂層的氧化動力學(xué)曲線均符合拋物線演變規(guī)律,在1050℃氧化250h的平均氧化速率分別為0.036g/(m2·h)和0.015g/(m2·h)。

(2)隨著氧化時間的延長,Pt-Al涂層中的β-NiA l→γ′-Ni3Al相變過程較單一Al涂層減慢。

(3)兩種沉積態(tài)涂層的表面晶粒呈連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)排布,經(jīng)1050℃氧化250h后,兩種涂層表面均出現(xiàn)了氧化膜的脫落現(xiàn)象,但Pt-Al涂層表面氧化膜的脫落面積較小。

(4)Pt元素的加入既可減緩β-NiAl→γ′-Ni3Al的相變速率,又可有效阻擋基體中難熔金屬元素的外擴(kuò)散行為,使α-Al2O3保護(hù)膜更為連續(xù)、致密,提高了Pt-Al涂層的高溫抗氧化性能。

［1］朱日彰,何業(yè)東,齊慧濱,等.高溫腐蝕及耐高溫腐蝕材料［M］.上海：上海科學(xué)技術(shù)出版社,1995. (ZHU R Z,HE Y D,QI H B,et al.High temperature corrosion and high temperature corrosion resistantmaterials［M］.Shanghai：Shanghai Science and Technology Press, 1995.)

［2］董建民,李嘉榮,牟仁德,等.高溫?zé)崽幚韺嵴贤繉覦D6單晶高溫合金互擴(kuò)散行為及持久斷裂特征的影響［J］.材料工程,2014(6)：51-57. (DONG JM,LI JR,MU R D,et al.Effect of high temperature heat treatment on elements interdiffusion behavior and stress rupture characteristics of DD6 single crystal superalloy x ith thermal barrier coatings［J］.Journal of Materials Engineering,2014(6)：51-57.)

［3］VOUDOURIS N,CHRISTOGLOU CH,ANGELOPOULOS G N.Formation of aluminide coatings on nickel by a fluidized bed CVD process［J］.Surface and Coatings Technology,2001,141：275-282.

［4］JEDLINSKI J,BOREHAXDT G.On the oxidation mechanisms of alumina formers［J］.Oxidation of Metals,1991, 36：317-333.

［5］YU Z,DHARMASENA K P,HASS D D,et al.Vapor deposition of platinum alloyed nickel aluminide coatings［J］.Surface and Coatings Technology,2006,201：2326-2334.

［6］TOLPYGO V K,CLARKE D R.Surface rumpling of a (Ni,Pt)Al bond coat induced by cyclic oxidation［J］.Acta Materialia,2000,48：3283-3293.

［7］LIM J,SUN X F.Cyclic oxidation behavior of palladiummodified aluminize coating［J］.Surface and Coating Technology,2003,167：106-111.

［8］WU W T,RAHMEL A,SCHORR M.Acidic and basic fluxing of Ni-base superalloys in a 90Na2SO4-10K2SO4melt at 1173K［J］.Oxidation of Metals,1984,22(1/2)：59-66.

［9］宋鵬,陸建生,趙寶祿.活性元素影響MCrAlY涂層氧化性能的研究進(jìn)展［J］.材料導(dǎo)報,2007,21(7)：59-62. (SONG P,LU JS,ZHAO B L.The effects of reactive ele-ment additions on the oxidation properties of MCrAlY coating［J］.Materials Reviex,2007,21(7)：59-62.)

［10］李猛進(jìn),孫曉峰,管恒榮,等.Pd-Ni-Al涂層的高溫短期氧化行為［J］.腐蝕科學(xué)與防護(hù)技術(shù),2003,15(2)：67-71. (LIM J,SUN X F,GUAN H R,et al.High temperature oxidation behavior of(Ni,Pd)Al coating［J］.Corrosion Science and Protection Technology,2003,15(2)：67-71.)

［11］彭曉,平德海,李鐵藩,等.β-NiA l涂層及其加入稀土后的表面形貌與生長機(jī)制［J］.腐蝕科學(xué)與防護(hù)技術(shù), 1997,9(2)：8-13. (PENG X,PING D H,LI T P,et al.Surface morphology and grox th mechanism of scales onβ-NiAl coating x ith and x ithout Re additions［J］.Corrosion Science and Protection Technology,1997,9(2)：8-13.)

［12］鐘錦巖,牟仁德,何英,等.NiCoCrAlYH f涂層與一種Ni基單晶高溫合金循環(huán)氧化行為研究［J］.材料工程,2013 (8)：28-36. (ZHONG JY,MU R D,HE Y,et al.Thermal cyclic oxidation behavior betxeen NiCoCrAlYH f bond coat and a kind of Ni-based single crystal superalloy［J］.Journal of Materials Engineering,2013(8)：28-36.)

［13］宋鵬,陸建生,呂建國,等.鉑鋁涂層高溫氧化的影響因素研究［J］.稀有金屬材料與工程,2010,39(2)：304-308. (SONG P,LU J S,LV J G,et al.Influence factors of high temperature oxidation for Pt-modified-aluminide bond coatings［J］.Rare Metal Materials and Engineering,2010, 39(2)：304-308.)

［14］謝輔洲,楊世偉,高麗,等.高溫合金滲鋁涂層抗高溫氧化性能的研究［J］.熱加工工藝,2004,3：11-13. (XIE F Z,YANG SW,GAO L,et al.Study on high temperature oxidation properties of aluminized coating on superalloy［J］.Hot Working Technology,2004,3：11-13.)

［15］LIU G,NIU Y.Oxidation behaviour of Pt-modified aluninide coatings on IN738 at 1100℃［J］.Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection,2001,2l(1)：54-63.

［16］WU W,RABMEL A,SCHORR M.Role of platinum in the Na2SO4-included hot corrosion resistance of aluminum diffusion coatings［J］.Oxidation of Metals,1984,22：59-81.

［17］SCHAEFFER J,KIM G M,MEIER G H,et al.The Role of Active Elements in the Oxidation Behavior of High Temperature Metals and Alloys［M］.London：Elsevier,1998, 231-240.

High Temperature Oxidation Behavior of Pt M odified A lum inide Coating on Single Crystal Superalloy

DAI Jian-x ei1, YI Jun2, WANG Zhan-kao1, WANG Kai1, XU Zhen-hua1, HE Li-m in1
(1.Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China；2.Office of Army Aviation Equipment and Development, Headquarters of General Staff,Beijing l00083,China)

Single aluminide and Ptmodified aluminide coatings xere fabricated by chemical vapor deposition(CVD)on the single crystal superalloy substrates and their high-temperature oxidation behaviors at1050℃xere investigated.The phase composition and microstructure of the txo aluminide coatings xere analyzed by XRD,SEM and EDS.The results indicat that both of the oxidation kinetics curves of the txo aluminide coatings are in accord x ith parabolic rule after oxidation at 1050℃for 250h.The performance of oxidation resistance of Pt-Al coating has been improved more than txo folds as compared x ith single Al coating.The txo aluminide coatings are mainly composed of three phases ofβ,γ′andα-Al2O3.The spallation of oxide scale is gradually observed on both of the txo coatings’surface x ith the increment of oxidation time.Hoxever the spallation area of Pt-Al coating is relatively smaller than that of A l coating. The phase transition,the penetration ofγ′phase and the early formation ofmixed oxides are probably the primary reasons responsible for the degradation of the coatings.The addition of Pt element can reduce the velocity ofβ→γ′phase transition,inhibiting the outxard diffusion of refractory metal elements from substrate to coating and further ensuring the formation of high qualityα-Al2O3scale.

Ptmodified aluminide coating；CVD；oxidation；phase transformation；oxide scale

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.5.006

TG174.4

A

1005-5053(2015)05-0032-07

2014-12-01；

2015-04-30

戴建偉(1988—),男,碩士,工程師,主要從事化學(xué)氣相沉積鋁化物涂層制備工藝研究工作,(E-mail)jianxei0501@163.com。