高Cr鎳基合金的高溫內氧化和內氮化行為

田素貴，盧旭東,，孫振東

(1. 沈陽工業大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870；2. 沈陽理工大學 裝備工程學院，沈陽 110159)

高Cr鎳基合金的高溫內氧化和內氮化行為

田素貴1，盧旭東1,2，孫振東2

(1. 沈陽工業大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870；2. 沈陽理工大學 裝備工程學院，沈陽 110159)

通過對鎳基合金進行不同溫度的恒溫氧化試驗、橫斷面的組織形貌觀察及微區成分分析，研究一種高Cr鎳基合金在恒溫氧化期間的氧化物分布特征、內氧化及內氮化行為。結果表明：該高Cr 鎳基合金在850、900、950和1 000 ℃空氣中氧化100 h期間，合金表層發生元素的外氧化，且在外氧化膜中出現分層結構，由表及里各層中的主要氧化物分別為Al2O3、Cr2O3、NiCr2O4和NiAl2O4、Cr2O3、CrTaO4和Al2O3；合金在900 ℃以下為完全抗氧化級，900~1 000 ℃為抗氧化級。該合金在各溫度的恒溫氧化期間，均發生元素Al的內氧化和內氮化；與外氧化膜相鄰的區域為元素Al的內氧化區，遠離外氧化膜的基體內部形成元素Al的內氮化區；隨恒溫氧化溫度的升高，內氧化區和內氮化區的深度增加，內氧化物和內氮化物的尺寸增大。其中，在內氧化物、內氮化物周圍形成元素Al的貧化區，在貧化區內發生γ ′相的分解及貧乏。

鎳基合金；恒溫氧化；動力學曲線；內氧化；內氮化

鎳基合金具有良好的蠕變抗力和優良的耐高溫氧化性能，已被廣泛應用于航空、航天、艦船以及動力發電等工業領域，特別是應用于工業燃氣發動機和航空發動機中的渦輪盤、渦輪葉片等熱端部件，極大地提高了發動機的容量和熱效率，得到廣大研究者的關注[1?2]。由于航空發動機中熱端部件的工作環境苛刻，工作溫度高達800~1 100 ℃，因此既要求鎳基合金具有優異的高溫力學性能，又要求鎳基合金具備優異的抗高溫氧化性能。鎳基合金的強度與合金中γ ′ 相的體積分數有關[3]；鎳基合金中元素 Al、Ta和 Ti是γ ′相形成元素，隨元素Al、Ta和Ti含量的提高，合金中γ ′相的體積分數增加，可提高合金的蠕變抗力。為提高鎳基合金的抗氧化和耐腐蝕性能，鎳基合金中需要添加高達10%以上的元素Cr和適量的元素Al，其中，元素Al的熱力學活性較高。

HUANG等[4]以及WALLWORK和HED[5]認為，Ni-Cr-Al合金的高溫氧化過程，主要由3種氧化機制所控制，其中，氧化機制Ⅰ認為，氧化過程受NiO生長所控制，并在氧化期間生成 Al2O3和 Cr2O3內氧化物；氧化機制Ⅱ認為，氧化過程受Cr2O3生長所控制，在氧化期間僅生成不連續的 Al2O3內氧化物；而在Cr2O3外氧化層下生成連續的 Al2O3層，并發生元素Al的內氧化是合金在高溫氧化過程發生的第三種氧化機制。此 外，已被證實在K447[6]和CMSX-4[7]合金的高溫氧化過程中可形成AlN和TiN相。由于鎳基合金在高溫氧化期間形成的氧化物是熱端部件發生疲勞斷裂的裂紋源之一，因此，高溫氧化是發動機熱端部件的主要失效形式之一。

盡管鎳基合金在高溫服役之前，需要施加抗氧化涂層，但在工作期間冷熱循環交替作用下，抗氧化涂層易開裂，一旦發生抗氧化涂層開裂，合金中的元素Cr和Al會發生氧化形成外氧化層，隨氧化的進行，合金的外氧化層發生開裂或剝落，空氣中氧和氮可滲入合金內部，發生元素Al的內氧化和內氮化，而消耗合金中的Al元素，導致γ ′相的分解，降低合金的蠕變性能。

據此，本文作者設計了一種適用于海上艦船渦輪發動機使用的高Cr鎳基合金。合金中含有10.78%(質量分數)的Al、Ta元素和7.64%的W、Mo元素，具有較好的高溫蠕變抗力；為提高合金的抗高溫氧化和抗熱腐蝕性能而加入 12.59%的元素 Cr。在研究該合金高溫氧化行為的同時，探討合金發生內氧化和內氮化的機理，試圖為耐熱、耐腐蝕鎳基合金的開發與應用提供理論依據。

1 實驗

將成分為 4.04Al-6.74Ta-5.16Co-1.35Mo-6.29W-12.59Cr-Ni基(質量分數，%)合金經真空感應熔煉，澆注成錠，并切割成10 mm×10 mm×3 mm的片狀樣品，將樣品用1000號水磨砂紙打磨，經丙酮超聲波清洗，干燥備用。

將干燥后樣品放入自制的硅碳棒管式爐中，依據HB5258—2000國家標準(鋼及高溫合金的抗氧化性測定試驗方法)，分別在850、900、950和1 000 ℃進行恒溫氧化，不同樣品分別氧化1、3、5、8、14、30、54、78和100 h后取出，用感量為0.1 mg的FA2104A電子天平中稱其質量，每個數值選取3個試樣稱重的平均值。測定試樣在氧化期間的質量增量，并繪制氧化動力曲線。為防止高溫氧化樣品在磨制過程中外氧化膜脫落，將氧化后的樣品進行表面鍍鎳處理。之后，采用SEM(S?3400N型)對樣品進行橫斷面的微觀形貌觀察，并對不同形態析出相進行 SEM/EDAX微區成分分析。根據氧化物分布特征，研究合金的高溫氧化、內氧化、內氮化規律，并采用熱力學方法，對合金發生內氧化、內氮化的規律進行理論分析。

2 結果與分析

2.1 恒溫氧化動力學

圖1 合金氧化100 h的質量增加動力學曲線Fig. 1 Mass gain kinetics curves of superalloy isothermal oxidized for 100 h

合金經850、900、950和1 000 ℃恒溫氧化100 h的動力學曲線，如圖1所示。由圖1可以看出，合金在不同溫度的恒溫氧化初期，氧化物質量增加速率較快，隨時間延長，氧化物質量增加速率逐漸減緩；其中，合金在較低溫度的恒溫氧化期間具有較低的氧化質量增加速率，隨溫度的升高，合金的氧化質量增加速率加快，分別測出該合金在 850、900、950和1 000 ℃氧化 100 h后的平均氧化質量增加速率為0.007 996、0.009 878、0.018 766 和 0.407 5 mg/(cm2?h)。根據HB5258—2000標準可以判定，該合金在900 ℃以下的氧化行為歸類于完全抗氧化級，而在 900~1 000 ℃的氧化行為歸類于抗氧化級。

2.2 氧化膜橫截面的形貌與成分分布

合金分別經850、900、950和1 000 ℃氧化100 h后，樣品橫斷面的組織形貌如圖2所示。由圖2可以看出：在選用的溫度條件下氧化100 h后，合金表面均生成了連續的外氧化膜，在不同溫度氧化期間，形成的外氧化膜具有不同的形態。為避免樣品制備期間發生氧化物膜的剝落，在樣品表面施加的鍍Ni層存在于氧化層的上部。經850 ℃氧化100 h后，合金表面形成的外氧化層較薄，約為5 μm，層內氧化物形態難以辨認，在外氧化層下方存在約為5 μm的內氧化層，并在合金的基體中存在少量黑色析出相，如圖 2(a)中1和2處所示。經900 ℃氧化100 h后，外氧化層的厚度增加到約10 μm，并形成了明顯的分層結構，外表面為白色層狀相，次表面為暗色層狀相，再次表面為白色層狀相，如圖2(b)所示。與外氧化層相鄰的區域為合金的內氧化層，外氧化層與內氧化層之間存在明顯的黑色界限，其內氧化層的尺寸也增加到約8 μm，在內氧化層中的析出相形態各異，并在遠離表面的區域有針狀或塊狀析出相，如圖2(b)中3、4、5和6處所示。隨氧化溫度提高到 950℃，樣品最外表面的暗色層狀相消失，為氧化物剝落所致，其它各類氧化物形態與圖 2(b)相似，但內氧化層尺寸已增加到約 12 μm，其析出相尺寸增大，如圖2(c)中7、8和9處所示。隨氧化溫度進一步增加到1 000 ℃，外氧化層厚度與前者相近，仍為層狀結構，其中暗色相數量增多，而內氧化層增厚，且析出物數量增加，并在遠離表面區域有較多大尺寸塊狀相析出，如圖2(d)中10和11處所示。

合金經 900 ℃氧化 100 h后，氧化層橫斷面的SEM和 EDAX成分分析表明，在近外表面的白色層中僅含少量的元素Al，且富含元素Cr、Ni和O，這表明疏松氧化層中主要為元素Cr、Ni的氧化物，其各自的氧化物分別為 Al2O3、Cr2O3、NiCr2O4和 NiAl2O4；在次表面的暗色層中，富含元素Cr和O，表明氧化物為Cr2O3；在次表面的白色層中，富含元素Ta、Cr和O，其氧化物為CrTaO4。在外氧化層與內氧化層之間存在明顯的黑色界限，其下為內氧化層，兩層中富含元素Al、O，其氧化物為Al2O3相。

圖2 經高溫氧化后合金橫截面的氧化物形貌Fig. 2 Morphologies of oxides on cross-section of alloy after oxidized for 100 h at different temperatures: (a) 850 ℃; (b) 900 ℃;(c) 950 ℃; (d) 1 000 ℃

對圖2中各區域進行SEM/EDAX成分分析，其結果列于表1，可以看出，在圖2中的條狀析出相2、6、9、12中富含Al、O元素，表明在合金外氧化膜下生成的條狀形態、且沿垂直于外表面向內生長的內氧化物為 Al2O3相，無 Cr2O3內氧化物生成。而在圖 2中析出的粒狀或棒狀相 1、3、4、5、7、8、10和 11中富含Al和N元素，由此可判定，在高溫氧化期間，合金的內部生成了顆粒狀和棒狀的AlN相；且隨氧化溫度的升高，內氧化和內氮化區域的層深增加，內氧化物和內氮化物的尺寸增大，但形成的Al2O3和AlN相形態保持不變。

2.3 深度腐蝕后氧化膜的橫截面形貌

合金分別在850、900、950和1 000 ℃氧化100 h，經化學深度腐蝕后的橫斷面形貌如圖3所示。由圖3可知，合金外氧化膜已剝落，故在近外表面區域為元素Al的內氧化層，層中的粒狀相為Al2O3內氧化物，內氧化層下部的暗色區域為元素Al的貧化區，區內無γ ′相，在遠離表面的心部組織彌散分布了粒狀γ ′相。比較可知，經850 ℃恒溫氧化后，合金中的內氧化層及Al貧化區的尺寸較小，約為5 μm，如圖3(a)中Ⅰ區標注所示；隨恒溫氧化溫度提高到900 ℃，合金中內氧化層及Al貧化區的尺寸略有增加，如圖3(b)中箭頭標注所示；隨恒溫氧化的溫度提高到950 ℃，合金內氧化層中的內氧化物數量增加，且Al貧化區的尺寸增加到約10 μm，如圖3(c)中Ⅰ區標注所示；而經1 000 ℃恒溫氧化100 h后，合金中Al貧化區的尺寸已增加到約30 μm，如圖3(d)中Ⅰ區標注所示，即隨恒溫氧化溫度提高，元素Al的貧化區尺寸增加。在元素Al的貧化區中無γ ′相，僅為γ 基體相，因而具有較低的強度。在較高溫度恒溫氧化期間，在合金中近內氧化區域形成少量的AlN內氮化物相，由于形成內氮化物仍消耗合金中的元素Al，因此，可促使合金中γ ′相的分解，并在內氮化物周圍出現γ ′相貧乏區，如圖3中Ⅱ區所示。

3 討論

3.1 合金中內氧化物、內氮化物的分布特征

EDAX的分析結果表明，在高溫氧化的溫度范圍內，Al2O3內氧化物和AlN內氮化物在合金中的分布具有很強的規律性，在近外表面氧化膜的合金基體中，元素O和Al的含量較高，并存在Al2O3相，因此，可以認為，此區域為合金的內氧化區域，內氧化物主要為Al2O3相；在內氧化層的前沿區域(在近合金基體的內部區域)，元素O含量逐漸降低，元素N含量增加(見表1)，并在該區域有AlN相生成；隨遠離表面的層深進一步增加，元素N含量降低，致使合金內部無AlN相生成。綜上所述，該合金在高溫氧化期間，除形成表面氧化層外，在外氧化層下部還發生合金基體的內氧化和內氮化，并形成內氧化層區和內氮化層區，且層次分明。其中，內氧化區域與外氧化膜相鄰，而在內氧化區域之下為內氮化區域，且合金中的內氧化區域和內氮化區域存在深度極限，其內氧化物和內氮化物析出區的分布示意圖如圖4所示。

表1 圖2中元素在合金中不同區域的濃度分布Table 1 Concentration distribution of elements in different regions of alloy shown in Fig. 2

圖3 經不同溫度腐蝕100 h后合金氧化膜的橫斷面形貌Fig. 3 Morphologies of cross-section of oxide film of alloy after etched at different temperatures for 100 h: (a) 850 ℃; (b) 900 ℃;(c) 950 ℃; (d) 1 000 ℃

圖4 合金次表層發生內氧化、內氮化區域的示意圖Fig. 4 Schematic diagram showing internal oxides and nitrides layers formed in sub-surface of alloy

3.2 內氧化分析

試驗表明，隨恒溫氧化溫度的提高，空氣中的O元素更容易通過氧化膜中貫通式的裂紋或氧化膜中氧化物的晶界，向合金內部擴散，并與合金中元素發生氧化反應，導致氧化膜厚度增加，在1 000 ℃恒溫氧化期間，形成的氧化膜發生明顯剝落現象。試驗合金中元素Cr和Al的含量分別為12.59%和4.04%(質量分數)，兩元素的濃度均低于合金表層的，形成單一Cr2O3或Al2O3氧化膜的臨界濃度[8?9]，故恒溫氧化期間，合金表面形成以 Cr2O3為主、且富含 Al2O3的混合氧化物膜。隨恒溫氧化的進行，合金表層中的元素Cr、Al和元素O反應被消耗，濃度降低。在合金次表層與基體內部中元素Al和Cr濃度差的作用下，促使合金內層中的元素Cr、Al向合金表層擴散，并再次發生反應，形成元素Cr、Al的氧化物膜。由于元素Cr和Al的遷移速率與溫度成正比，故隨著溫度的升高，氧化膜不斷增厚。同時，使外氧化膜與基體交界區域成為元素Cr和Al的貧化區，該區域元素Cr和Al的濃度不足以形成連續的氧化膜。由于元素Cr和Al氧化后，產生體積膨脹，其形成的氧化膜與基體膨脹系數的不匹配，致使合金的基體承受拉應力，而氧化膜承受壓應力[10]，當氧化膜厚度增至一定尺寸后，氧化膜開裂甚至脫落，為元素O向基體擴散提供了通道[11]。由于合金基體心部與近外氧化膜區域元素Cr和Al濃度差的原因，使元素Cr和Al持續由基體心部向外擴散至氧化膜與基體交界區域(貧化區)，在元素Cr、Al和O相互擴散期間，元素Cr、Al與O在貧化區相遇，發生元素Cr和Al的選擇性內氧化。

合金中各元素發生氧化，形成氧化物的過程與動力學和熱力學因素有關[12?13]。Al2O3和 Cr2O3的形成自由能分別為： ΔG=?RT ln p和Al2O3O2ΔGCr2O3=?RT ln pO2， 式 中 ：、分別為Al2O3和Cr2O3的標準吉布斯自由能變化值， pO2為氧的分壓[14]，其中兩式中的 R T l n pO2分別表示形成 Al2O3和 Cr2O3所需的氧分壓條件。在同一溫度下，在合金基體距外氧化膜較近區域，雖然＜，但在此區域， p 足夠大，式中：O2RTln pO2起主導作用，導致ΔGCr2O3＜ΔGAl2O3，發生Cr的選擇性氧化。隨著氧化的進行，氧原子擴散至基體的深入區域，氧的分壓( pO2)逐漸降低，和的作用大于RTln p，導致ΔG＞O2Cr2O3，發生 Al選擇性氧化[15]。當=RT l n pO2時，有=0，內氧化結束。因而，當合金發生內氧化時，在一定區域范圍內以形成 Al2O3為主(見圖1)，此時，合金的內氧化過程由氧化機制Ⅲ所控制，其Al2O3內氧化物呈釘楔針狀形態，并與Al和O原子沿晶界擴散有關[16]。

隨恒溫氧化溫度的提高，元素O在合金中的溶解度和擴散速率相應增大，并可擴散至基體較深入的區域，而元素Al由內向外擴散的速率也隨之增加，故使合金發生內氧化的區域向基體內延伸。合金發生內氧化的速率與元素O和Al的互擴散速率有關，根據瓦格納的內氧化理論，合金中發生反應形成 Al2O3內氧化物時，元素O向合金內部擴散和元素Al向合金外部擴散的通量(mol?cm?2?s?1)應滿足如下關系式：

式中：DO、DAl分別為元素O、Al在合金中的擴散系數(cm2?s?1)；xO、xAl分別為元素 O 和 Al在合金中的摩爾分數；y為合金外表面至元素Al貧化區的距離(cm)，ξ表示內氧化層最前沿至外表面的距離(cm)。

隨恒溫氧化溫度的升高，合金中內氧化層深度增加(見圖 2)。這表明元素 O的擴散在合金的內氧化中起主導作用。實際上，內氧化物的尺寸由氧化物形核和顆粒長大各自的速率所決定，當氧化物形核速率大于長大速率時,內氧化物的尺寸較小，反之，則尺寸大。隨著氧化溫度的提高，氧化物的形核和長大速率均會提高，但溫度對氧化物長大速率的影響大于對形核速率的影響，故在高溫情況下，內氧化物的尺寸較大，而在較低溫度下，形成的內氧化物尺寸較小且較密集[16]。隨氧化溫度變化，合金中形成 Al2O3內氧化物的針狀釘楔形狀保持不變，該釘楔狀氧化物可增加氧化膜與基體之間的接觸面積，具有抑制裂紋擴展的作用，因此，該“釘扎效應”可提高氧化膜的附著力。

3.3 內氮化分析

經850、900、950和1 000 ℃氧化100 h后，在合金內部生成 Al2O3內氧化物的同時，也生成了顆粒狀或棒狀的 AlN內氮化物(見圖2)，其中，內氮化區域位于內氧化區域的下方。在合金的恒溫氧化期間，隨時間的延長，氧化膜增厚，由于形成表層氧化膜產生的體積膨脹，致使氧化膜發生龜裂直至剝落，故使元素N進入基體內部成為可能。Al2O3內氧化物和AlN內氮化物的生成及其分布規律，與兩者的穩定性有關。根據吉布斯自由能與溫度的熱力學關系式[17]，計算出形成各自化合物的自由能數據列于表 2，表明與 AlN相比，Al2O3相有更高的熱力學穩定性。

表2 在不同溫度反應形成Al2O3和AlN相的熱力學數據Table 2 Thermodynamic data of forming Al2O3 and AlN phases at different temperatures

形成Al2O3內氧化物和AlN內氮化物除受自由能熱力學因素影響外，還受O和N的分壓等動力學因素影響。由于恒溫氧化在大氣中進行，在氧化初期，合金表面的氮分壓大于氧分壓，但合金表層元素O的活性較高，此時，合金表面僅發生各元素的氧化反應；隨元素O和N向基體內部擴散，在合金的次表層區域元素Al、O和N共存，而元素O的高活性促使其優先與元素Al反應生成Al2O3內氧化物，且隨時間的延長，內氧化物增多，而形成內氧化層。在合金內氧化層下方的更深層區域，一方面，元素Al依然保持較高的熱力學活性，另一方面，元素O發生內氧化而被消耗，并導致內氧化層前沿氧的分壓降低， pN2/pO2比值增大，故使內氧化層前沿區域元素N的活性增強，并促使元素N與元素Al發生反應，形成AlN內氮化物，而不利于 Al2O3相的形成。其中，在內氧化層前沿，各自形成Al2O3和AlN化合物的可能性，可由式(2)判斷：

在給定溫度下，若式(2)的反應可自發進行，則式(2)需滿足式(3)：

4 結論

1) 在不同溫度恒溫氧化期間，首先發生合金表層的外氧化，隨氧化時間的延長，在合金基體中發生元素Al的內氧化和內氮化，形成Al2O3內氧化物和AlN內氮化物；隨氧化溫度的提高，合金的外氧化膜增厚，且內氧化物和內氮化物尺寸增大，內氧化和內氮化區域深度增加。

2) 在恒溫氧化期間形成的內氮化和內氧化區域層次分明，在近合金表層區域為元素Al的內氧化區，與內氧化區相鄰、且前沿區域為元素Al的內氮化區，并在內氧化物與內氮化物周圍存在元素Al的貧化區，在貧化區內發生γ ′相的分解。

REFERENCES

[1] REN X, WANG F H, WANG X. High-temperature oxidation and hot corrosion behaviours of the NiCr-CrAl coating on a nickel-based superalloy[J]. Surface & Coatings Technology,2005, 198: 425?426.

[2] HUANG L, SUN X F, GUAN H R, HU Z Q. Oxidation behaviour of a single-crystal Ni-base superalloy in air at 900,1 000 and 1 100 ℃[J]. Tribology Letters, 2006, 23(1): 15?16.

[3] 侯介山, 郭建亭, 周蘭章, 葉恒強. K44鎳基高溫合金長期時效過程中γ′相粗化對拉伸性能的影響[J]. 金屬學報, 2006,42(5): 481?482.HOU Jie-shan, GUO Jian-ting, ZHOU Lan-zhang, YE Heng-qiang. Effects of γ′-precipitate coarsening on tensile properties of Ni base superalloy K44 during long-term aging[J].Acta Metallurgica Sinica, 2006, 42(5): 481?482.

[4] HUANG L, SUN X F, GUAN H R, HU Z Q. Oxidation behavior of the single-crystal Ni-base superalloy DD32 in air at 900,1 000 and 1 100 ℃[J]. Oxidation of Metals, 2006, 65(5/6):403?404.

[5] WALLWORK G R, HED A Z. Some limiting factors in the use of alloys at high temperatures[J]. Oxidation of Metals, 1971, 3(2):180?182.

[6] 趙 越, 楊功顯, 袁 超, 郭建亭, 劉常升. 鑄造鎳基高溫合金 K447的高溫氧化行為[J]. 腐蝕科學與防護技術, 2007,19(10): 3?4.ZHAO Yue, YANG Gong-xian, YUAN Chao, GUO Jian-ting,LIU Chang-sheng. Isothermal oxidation behaviour of a cast Ni-base superalloy K447[J]. Corrosion Science and Protection Technology, 2007, 19(10): 3?4.

[7] OROSZ R, KRUPP U, CHRIST H J, MONCEAU D. The influence of specimen thickness on the high temperature corrosion behavior of CMSX-4 during thermal-crycling exposure[J]. Oxid Met, 2007, 68: 170?171.

[8] 于 萍. 添加活性元素Y對濺射K38納米晶涂層高溫腐蝕行為的作用機制[D]. 天津: 天津大學, 2007: 15?16.YU Ping. Effect of reactive element yttrium on the high temperature corrosion behaviour of sputtered nanocrystalline coating of Ni-base K38 superalloy[D]. Tianjin: Tianjin University, 2007: 15?16.

[9] ZHANG J S, HU Z Q, MURATA Y. Design and development of hot corrosion-resistant nickel-base single-crystal superalloys by the d-electrons alloy design theory (part Ⅱ): Effects of refractory metals Ti, Ta, and Nb on microstructures and properties[J]. Metallurgical transactions A, 1993, 24(11):2451?2453.

[10] 田素貴, 張祿廷, 楊洪才, 胡壯麒, 李鐵藩. 鎳基單晶合金高溫氧化的動力學特征[J]. 材料研究學報, 2002, 16(2): 186?187.TIAN Su-gui, ZHANG Lu-ting, YANG Hong-cai, HU Zhuang-qi,LI Tie-fan. Kinetic features of high temperature oxidation for a single crystal Ni-base superalloy[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2002, 16(2): 186?187.

[11] 杜洪強, 田素貴, 于興福, 盧旭東, 王啟民. NiCoCrAlYSi涂層對鎳基單晶合金高溫氧化特性的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2008, 37(9): 1555?1556.DU Hong-qiang, TIAN Su-gui, YU Xing-fu, LU Xu-dong,WANG Qi-min. Influences of NiCoCrAlSi coating on high temperature oxidation characteristic of single crystal nickel-base superalloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008,37(9): 1555?1556.

[12] 李偉銀, 劉紅飛, 趙雙群. 新型鎳基高溫合金950 ℃氧化行為的研究[J]. 材料熱處理學報, 2008, 29(1): 28?29.LI Wei-yin, LIU Hong-fei, ZHAO Shuang-qun. Oxidation behaviour of a new Ni-based superalloy at 950 ℃[J].Transactions of Material and Treatment, 2008, 29(1): 28?29.

[13] 李美栓. 金屬的高溫腐蝕[M]. 北京: 冶金工業出版社, 2001:164?166.LI Mei-shuan. High temperature oxidation of metals[M]. Beijing:Metallurgical Industry Press, 2001: 164?166.

[14] 耿樹江, 王福會, 朱圣龍. 濺射納米晶IN738合金的恒溫氧化行為[J]. 中國腐蝕與防護學報, 2001, 21(3): 140?141.GENG Shu-jiang, WANG Fu-hui, ZHU Sheng-long. Hot corrosion behaviour of cast IN738 alloy and its sputtered nanocryatalline coating[J]. Corrosion Science and Protection Technology, 2001, 21(3): 140?141.

[15] 李鐵藩. 金屬晶界在高溫氧化中的作用[J]. 中國腐蝕與防護學報, 2002, 22(3): 182?183.LI Tie-fan. The role of metallic grain boundary in high temperature oxidation[J]. Corrosion Science and Protection Technology, 2002, 22(3): 182?183.

[16] 劉培生, 孫曉峰, 管恒榮. DZ40M 鈷基合金的高溫內氧化現象[J]. 材料科學與工藝, 1998, 6(1): 27?28.LIU Pei-sheng, SUN Xiao-feng, GUAN Heng-rong. Internal oxidation of Co-base superalloy DZ40M at high temperature[J].Material Science & Technology, 1998, 6(1): 27?28.

[17] 梁英教, 車蔭昌. 無機熱力學數據手冊[M]. 沈陽: 東北大學出版社, 1993: 449?465.LI Ying-jiao, CHE Yi-chang. The handbook of abio-compound thermodynamics data[M]. Shenyang: Northeast University Press,1993: 449?465.

Internal oxidation and internal nitridation of Ni-base alloy with high Cr contents during high temperature exposure

TIAN Su-gui1, LU Xu-dong1,2, SUN Zhen-dong2
(1. School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110178, China;2. Equipment Engineering College, Shenyang Ligong University, Shenyang 110159, China)

By mean of the microstructure observation and composition analysis of the isothermal oxidation layers, the internal oxidation and internal nitridation behavior of the nickel-base superalloy with high Cr contents were investigated.The results show that the surface layer oxidation occurs during thermal exposure of the alloy at 850, 900, 950 and 1 000℃, and the layer structure appears in the oxidation films, thereinto, the main oxides in the layers from surface to inside, in turn, are identified as Al2O3, Cr2O3, NiCr2O4and NiAl2O4, Cr2O3, CrTaO4and Al2O3, respectively. The oxidation behavior of the alloy under 900 ℃ is determined as the fully oxidation resistance level, the oxidation behaviors of the alloy in the ranges of 900?1 000 ℃ are determined as the oxidation resistance level. The internal oxidation of the element Al occurs during the isothermal oxidization of the alloy at different temperatures. The regions near the surface oxides of the surface oxides is identified as the internal oxidizing zone of the element Al, and the matrix region far from the layer of the surface oxides is identified as the internal nitridizing zone of the element Al. And the depths of the internal oxidization, nitridizing zone and the size of the internal oxides, nitrides increase with enhancing the temperature of the isothermal oxidization. Thereinto, the poor-zone of the element Al appears in the around region near the oxides and nitrides, and the decomposition and scarceness of the γ ′ phase occur within the poor-zone of the element Al.

Ni-base superalloy; isothermal oxidation; kinetics curves; internal oxidation; internal nitridation

TG132.3

A

1004-0609(2012)02-0408-08

國家自然科學基金資助項目(50571070)

2011-01-10；

2011-05-16

田素貴，教授，博士；電話：024-25494089；E-mail: tiansugui2003@163.com

(編輯 龍懷中)