熱暴露對帶熱障涂層DD6單晶高溫合金組織的影響

董建民，　李嘉榮，　牟仁德，　田　賀

(1.北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室， 北京 100095； 2.北京航空材料研究院 航空材料先進腐蝕與防護航空科技重點實驗室， 北京 100095)

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熱暴露對帶熱障涂層DD6單晶高溫合金組織的影響

董建民1，李嘉榮1，牟仁德2，田賀2

(1.北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室， 北京 100095； 2.北京航空材料研究院 航空材料先進腐蝕與防護航空科技重點實驗室， 北京 100095)

采用0.3 MPa壓力對DD6單晶高溫合金進行水吹砂，然后用電子束物理氣相沉積的方法在DD6合金基體上制備了熱障涂層，將帶熱障涂層試樣置于1100 ℃空氣氣氛中分別進行50 h和100 h熱暴露，在1100 ℃/130 MPa條件下測試持久性能。研究了水吹砂及高溫熱暴露對帶熱障涂層DD6合金組織的影響。結果表明：0.3 MPa壓力水吹砂制備熱障涂層并高溫熱暴露后沒有發現再結晶組織；熱暴露過程中，基體和涂層之間的元素會發生不同程度的互擴散；表面殘余應力和元素互擴散導致了γ′相粗化方向的變化；性能測試后試樣斷口附近的涂層與基體界面下方局部區域形成了二次反應區。

熱障涂層；熱暴露；DD6；組織

在過去的50多年時間里，渦輪葉片用材料從變形高溫合金發展到鑄造高溫合金，又從定向凝固柱晶合金發展到單晶高溫合金，渦輪葉片的耐高溫能力得到了大幅提高[1]。先進的復合冷卻技術將單晶高溫合金用到了使用溫度的極限，而對于更高性能的航空發動機，其渦輪葉片將面臨更高的渦輪前進口溫度，目前僅依靠材料和工藝已難以滿足渦輪葉片越來越高的承溫能力要求。渦輪葉片耐高溫能力的極限在某種程度上制約著航空發動機推重比的提升，當前解決這一問題的有效手段之一是在渦輪葉片表面采用熱障涂層(TBCs)技術[2]。TBCs能在高溫燃氣和基體金屬之間產生明顯的溫降，NASA的實驗表明，0.4 mm熱障涂層可使葉片基體的溫度降低100～300 ℃[3]。DD6單晶高溫合金是我國自主研制成功的第二代鎳基單晶高溫合金，具有高溫強度高、綜合性能好、組織穩定及鑄造工藝性能好等優點，該合金已在多種先進航空發動機渦輪葉片上獲得廣泛應用[4]。

高溫時效對DD6單晶高溫合金性能和組織的影響以及熱障涂層對定向柱晶高溫合金性能的影響已有過報道[5-9]，但對經過高溫熱暴露帶有熱障涂層的DD6單晶高溫合金組織的研究卻鮮有報道。開展高溫熱暴露對帶熱障涂層DD6單晶高溫合金組織的影響研究，可以促進熱障涂層在DD6合金上的應用，具有很大的應用價值。

1　實驗材料及方法

1.1試樣制備

采用螺旋選晶法在真空感應定向凝固爐中制備[001]取向的DD6單晶高溫合金試棒，用X射線勞厄背散射方法測定單晶試棒的結晶取向，單晶合金試棒的[001]結晶取向與主應力軸方向偏離控制在10°以內，DD6合金的成分如表1所示[9]。單晶試棒按照1290 ℃/1 h+1300 ℃/2 h+1315 ℃/4 h/AC+1120 ℃/4 h/AC+870 ℃/32 h/AC進行標準熱處理，隨后，將試棒按要求加工成持久性能試樣。

表1　DD6合金的名義成分(質量分數/%)

1.2涂層制備

制備涂層前，采用0.3 MPa的壓力對試樣表面水吹砂。利用A-1000型真空電弧鍍制備HY5金屬黏結層，黏結層的名義成分如表2所示。黏結層厚度為25～50 μm，沉積后進行高溫真空擴散處理。制備黏結層時弧壓為10～30 V，弧流為550～700 A，真空室壓力小于6.67×10-3Pa。

采用EB-PVD 1100型電子束物理氣相沉積設備制備陶瓷層。在真空環境下，先將已制備黏結層的試樣預熱到溫，然后融化陶瓷靶材進行蒸發沉積。陶瓷層的總厚度約為100～150 μm。

表2　HY5名義成分(質量分數/%)

制備熱障涂層后，將帶熱障涂層的試樣置于1100 ℃空氣氣氛中分別熱暴露50 h和100 h，于1100 ℃/130 MPa條件下進行持久測試，最后采用掃描電鏡觀察顯微組織，并采用能譜EDS進行成分分析。

2　實驗結果與分析

2.1涂層的截面結構

制備黏結層并沉積陶瓷層(YSZ)后界面組織如圖1所示。圖1中頂層為陶瓷層(TBC)，中間為黏結層(bond coat)，底層為DD6基體。從圖1可看出，基體與黏結層之間及黏結層與熱障陶瓷層之間結合非常緊密。

圖1　帶熱障涂層的DD6試樣界面組織Fig.1　Microstructure of DD6 alloy specimen with bond coat and TBC

2.2吹砂對組織的影響

據報道[10-11]，單晶高溫合金在經過一定壓力的吹砂處理后，表層的γ′相會發生塑性變形，表面產生殘余應力，經過高溫熱處理后，根據表面殘余應力大小和高溫熱處理溫度的不同會形成胞狀再結晶甚至等軸再結晶組織。由于單晶高溫合金不含或少含晶界強化元素，再結晶層形成的橫向晶界會成為性能薄弱的區域。本實驗制備涂層前采用0.3 MPa的壓力進行了水吹砂，為驗證吹砂工藝的可行性，將0.3 MPa壓力水吹砂并于1100 ℃熱暴露50 h后的試樣解剖進行組織的再結晶檢查。解剖后涂層與基體的界面組織如圖2所示。從圖2可以看出，熱暴露后涂層與基體界面沒有再結晶組織形成。

圖2　水吹砂并1100 ℃熱暴露50 h后試樣的界面組織Fig.2　Interface microstructure of the specimen after water grit-blast and exposure at 1100 ℃ for 50 h

2.3元素互擴散行為

制備熱障涂層后，未熱暴露以及于1100 ℃分別熱暴露50 h和100 h后涂層與基體界面附近的元素分布情況如圖3所示。從圖3可以看出，帶涂層未熱暴露試樣中，基體和黏結層各自的元素分布比較均勻。涂層中未檢測到Re，只有微量的Mo，Ta，Nb等元素被檢測到，且各元素含量在涂層/基體界面處顯示出陡然的變化，說明在沉積過程中，各元素的擴散量非常低，基體和黏結層基本保持著各自的元素含量，如圖3(a)所示。熱暴露50 h后，基體和涂層之間的元素發生了不同程度的互擴散。基體中的Re，Mo，Ta，Nb等元素由基體向涂層發生了輕微擴散，涂層中Cr，Al向基體發生了擴散。這是由于涂層中的Cr，Al的質量分數高于DD6基體中含量，濃度的差異導致涂層中的Cr，Al元素向基體擴散。涂層中Al元素向內及向外擴散導致Al在擴散層含量減少。經過100 h熱暴露后，元素擴散更加充分，靠基體一側Cr元素的含量進一步增加，外擴散層中的Ta含量由3%左右提高到5%以上。

圖3　帶涂層試樣不同熱暴露時間后互擴散區元素分布 (a)未熱暴露；(b)1100 ℃熱暴露50 h；(c)1100 ℃熱暴露100 hFig.3　Elemental concentration profiles of diffusion zone of 　TBCs coated DD6 alloy　(a)no exposure;(b)exposed at 1100 ℃ for 50 h;(c)exposed at 1100 ℃ for 100 h

2.4熱暴露后基體組織

1100 ℃熱暴露后涂層下方基體組織如圖4所示。從圖4中可以看出：緊鄰黏結層的DD6合金中γ′相沿橫向粗化，深度約10 μm，如圖4(a)所示。橫向粗化組織下方的γ′相沿縱向粗化，深度約40 μm，如圖4(b)所示。縱向粗化組織下方的γ′相基本保持原有的立方化形態，如圖4(c)所示。分析上述現象，可能的原因為：制備涂層前水吹砂使試樣表面產生殘余壓應力，在熱暴露過程中，黏結層與基體之間發生元素擴散，使γ′相晶格常數加大，從而導致DD6試樣表面的錯配度由負值變成了正值(不同元素導致晶格常數和錯配度的變化已有過報道[12-13])，所以1100 ℃熱處理后γ′相橫向粗化；橫向粗化組織的下方γ′相由于距離涂層較遠，受元素擴散影響小，從而保持錯配度仍為負值，所以1100 ℃熱暴露后γ′相沿平行于應力方向縱向粗化；而距離界面較遠的基體未受殘余應力和元素擴散的影響，所以γ′相形貌沒有明顯變化，僅表現為略微長大。

2.5性能測試后試樣表面形貌

1100 ℃/130 MPa持久測試后，經過1100 ℃熱暴露50 h帶涂層DD6試樣的表面形貌如圖5所示。從圖5中可以看出，經過持久測試，持久試樣未涂層部分已經氧化，表面氧化物呈綠色。試樣工作段涂層表面的陶瓷層局部發生脫落，斷口附近有頸縮。

2.6性能測試后試樣局部區域組織形貌

熱暴露不同時間帶涂層試樣持久斷裂后局部界面區域組織如圖6所示。從圖6中可以看出：經過1100 ℃熱暴露50和100 h并持久測試后，由于基體與黏結層的元素相互擴散，在涂層/基體界面下方局部區域均形成了富含有害拓撲密排相的二次反應區。在單晶高溫合金中，黏結層中的Al元素向內擴散以及合金中的W，Re基體元素等向外擴散，由于Re，W等是形成TCP相的主要元素，造成單晶高溫合金在高溫使用過程中TCP相的析出傾向增大，生成了富含W，Re針狀TCP相，所在區域被稱為二次反應區[14-18]。由于二次反應區富含TCP相，可能會對高溫持久性能產生不利影響。

圖4　1100 ℃熱暴露后涂層下方基體γ′相組織　(a)橫向粗化；(b)縱向粗化；(c)正常組織Fig.4　γ′ phases of DD6 specimens with TBCs after exposure at 1100 ℃　(a)horizontal;(b)longitudinal;(c)normal

圖5　1100 ℃/130 MPa持久測試后試樣表面形貌Fig.5　Surface morphology of specimens after stress rupture test

持久性能測試后，在試樣斷口附近截取橫截面進行組織觀察，試樣的基體組織形貌如圖7所示。從圖7可以看出，1100 ℃/130 MPa條件下性能測試后試樣的γ′相均呈完全解筏后的不規則形貌。與經過50 h熱暴露的試樣相比，經過100 h熱暴露試樣的γ′相粗化程度有所增加。持久性能測試后試樣顯微組織中發現了塊狀和針狀的不穩定相，并且經過100 h熱暴露試樣中的棒狀和針狀相明顯多于50 h熱暴露試樣，這說明不穩定相的析出與熱暴露以及熱暴露的時間有關。

圖6　1100 ℃熱暴露不同時間帶涂層試樣持久性能測試后局部界面組織Fig.6　Microstructures of stress rupture specimens after thermal exposure at 1100 ℃　(a)50 h;(b)100 h

圖7　帶涂層試樣性能測試后的基體組織形貌Fig.7　Substrate’s microstructures of the specimens with TBCs after stress rupture tests(a) exposed for 50 h;(b)exposed for 100 h

3　結論

(1)DD6單晶高溫合金表面制備黏結層并沉積陶瓷層后，基體與黏結層之間及黏結層與熱障陶瓷層之間結合非常緊密。采用0.3 MPa壓力水吹砂，制備熱障涂層并于1100 ℃熱暴露后，不會導致再結晶。

(2)帶涂層未熱暴露試樣中，基體和黏結層基本保持著各自的元素含量，說明制備涂層過程中各元素的擴散量很低。熱暴露50 h后，基體和涂層之間的元素發生了不同程度的互擴散。基體中的Re，Mo，Ta等元素向涂層發生了輕微擴散，涂層中Cr，Al向基體發生了擴散。熱暴露100 h后，元素擴散更加充分，靠基體一側Cr含量增加到12%以上，外擴散層中的Ta含量也由3%左右提高到5%以上。

(3)受殘余壓應力和元素互擴散影響，帶熱障涂層并熱暴露后緊鄰涂層的基體中γ′相橫向粗化，橫向粗化組織下方的γ′相縱向粗化，縱向粗化組織下方的γ′相因距離界面較遠，未受殘余應力和元素擴散的影響，γ′相基本保持立方化，僅表現為略微長大。

(4)1100 ℃/130 MPa持久測試后，涂層與基體局部界面區域有二次反應區的形成。持久測試后γ′相均完全解筏。γ′相粗化程度隨熱暴露時間的延長而增加。

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(責任編輯：徐永祥)

Effects of Thermal Exposure on Structures of DD6 Single Crystal Superalloy with Thermal Barrier Coatings

DONG Jianmin1, LI Jiarong1, MU Rende2, TIAN He2

(1.Science and Technology on Advanced High Temperature Structural Materials Laboratory, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China；2.Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Advanced Corrosion and Protection for Aviation Materials, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

In order to investigate the effect of water grit-blasting and high temperature thermal exposure on the microstructures of DD6 alloy with TBCs， DD6 single crystal superalloy specimens were water grit-blasted with 0.3 MPa pressure, then the specimens were coated with thermal barrier coatings by electron beam physical vapor deposition (EB-PVD). Specimens with TBCs were exposed at 1100 ℃ for 50 and 100 hours in the air respectively, and then these specimens were subjected to stress-rupture tests under the condition of 1100 ℃/130 MPa. The results show that grit-blasting doesn’t lead into the recrystallization, thermal exposure can induce element interdiffusion between the bond coat and alloy substrate, the residual stress and element diffusion lead into the changes of γ′ phase coarsing direction. After stress rupture tests, the secondary reaction zone emerges into a local area.

thermal barrier coatings；thermal exposure；DD6；structures

2016-04-20；

2016-07-16

董建民(1984—)，男,碩士，研究方向為單晶高溫合金，(E-mail)dongjianmin1985@163.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.5.007

TG174.444

A

1005-5053(2016)05-0038-06