王迪1,2, 賀莉麗3, 王棟,2, 王莉2, 張思倩1, 董加勝2, 陳立佳1, 張健2

Pt-Al涂層是改性的鋁化物涂層，因其在高溫環(huán)境下具有優(yōu)良的抗氧化和抗熱腐蝕性能[1~6]，被廣泛應(yīng)用于先進(jìn)燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)部件的表面防護(hù)涂層[7~9]。Pt-Al涂層屬于擴(kuò)散型涂層，單相涂層由Pt原子固溶在金屬間化合物β-NiAl相中形成β-(Ni, Pt)Al固溶體[10]。在高溫下該涂層表面形成一層穩(wěn)定的、可再生的Al2O3膜，作為O向內(nèi)擴(kuò)散的屏障，提高了合金的整體抗氧化能力。同時(shí)，Pt原子能提高Al2O3膜的附著性，降低循環(huán)加熱和冷卻條件下氧化膜脫落的概率[11~14]。

在葉片服役過(guò)程中，涂層中的Al向外擴(kuò)散(生成氧化膜)，以及涂層和基體之間元素的互擴(kuò)散，都將引起其微觀組織變化[15]。β-(Ni, Pt)Al相為脆性相，在軸向拉應(yīng)力作用下，涂層與基體之間熱物理性能的差異將導(dǎo)致裂紋優(yōu)先在涂層中產(chǎn)生，這將會(huì)降低葉片的力學(xué)性能，并對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)服役可靠性產(chǎn)生不利影響[16]。基于高溫合金構(gòu)件的特定設(shè)計(jì)考慮[11,17]，將涂層產(chǎn)生0.6%應(yīng)變而未發(fā)生開(kāi)裂的溫度定義為涂層的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)[11,17,18]。Alam等[18]通過(guò)音頻測(cè)量系統(tǒng)對(duì)不同Pt含量和溫度下的涂層斷口形貌觀察發(fā)現(xiàn)，隨著Pt原子濃度的不斷增加，β-(Ni, Pt)Al相的DBTT也隨之上升。并且通過(guò)實(shí)驗(yàn)觀察到，在DBTT以下，Pt-Al涂層存在脆性解理面；在DBTT時(shí)，Pt-Al涂層中形成微孔隙；而在DBTT以上時(shí)，Pt-Al涂層則呈淺韌窩和纖維狀斷裂特征。研究結(jié)果[17~24]表明，DBTT的出現(xiàn)與高溫下β-(Ni, Pt)Al相和基體中元素的互擴(kuò)散有關(guān)。

DD413合金是我國(guó)自主研制的抗熱腐蝕單晶高溫合金，已在航空領(lǐng)域得到了應(yīng)用。在DD413合金表面滲鍍Pt-Al涂層可以提高承溫能力。在服役過(guò)程中，葉片受到軸向拉應(yīng)力作用，同時(shí)在高溫環(huán)境中，Pt-Al涂層發(fā)生氧化以及涂層與基體間元素?cái)U(kuò)散導(dǎo)致微觀組織演化等都將影響葉片的服役性能，但具體影響機(jī)制尚不清楚。因此，本工作采用高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，初步探究高溫應(yīng)力條件下滲鍍Pt-Al涂層的DD413合金失效機(jī)理，以期為葉片的工程應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)選用的基材為鎳基單晶高溫合金DD413，其名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.07，Cr 12，Co 9，W 3.8，Mo 1.9，Al 3.6，Ti 4，Ta 5，Ni余量。采用真空感應(yīng)爐熔煉DD413母合金，并用真空定向凝固爐制備出[001]取向、直徑為16 mm的單晶試棒。選取晶體取向偏離[001]取向10°以?xún)?nèi)的單晶棒，經(jīng)完全熱處理后，按照圖1所示尺寸加工拉伸試樣。在制備涂層前，采用直徑為74 μm的SiC顆粒對(duì)拉伸試樣平行段進(jìn)行吹砂處理。然后放入丙酮和乙醇的混合溶液中，超聲清洗30 min。

圖1

圖1   拉伸試樣示意圖

Fig.1   Schematic of tensile sample (Ra—surface roughness. unit: mm)

采用電鍍法在拉伸試樣平行段表面沉積厚度約為3 μm的Pt層。試樣采用陰極電鍍，陽(yáng)極選用Pt網(wǎng)編織的電極，電鍍?nèi)芤旱闹鼷}為H2PtCl6 (濃度為40%)和Na2HPO4 (濃度為17 g/mL)，pH值為7.4。電鍍液溫度為80℃，電流密度為7 A/dm2，電鍍時(shí)間為50 min。將電鍍后的試樣在VGQ-80型真空熱處理爐中進(jìn)行預(yù)擴(kuò)散處理，工藝參數(shù)為：溫度1050℃，時(shí)間1.5 h，真空度10-1 Pa，并采用純度為99.99%的Ar氣保護(hù)，下同。

采用化學(xué)氣相沉積法制備滲Al層，滲鋁劑為Al-Fe粉(49%Al，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)和NH4Cl (2%)。選用高溫低活度方法(Ni原子向外擴(kuò)散)在化學(xué)氣相滲Al爐中制備，溫度為1070℃，時(shí)間為3.5 h，真空度10-1 Pa，并在Ar氣中進(jìn)行保護(hù)。爐體加熱前，將爐內(nèi)先抽至真空狀態(tài)，然后向爐腔內(nèi)通入Ar氣，再次抽真空，通Ar氣，確保爐腔內(nèi)形成密封的惰性環(huán)境。滲鋁結(jié)束后，試樣隨爐冷卻。最終，可獲得單一β-(Ni, Pt)Al相的Pt-Al涂層。

為保證拉伸實(shí)驗(yàn)對(duì)比的準(zhǔn)確性，無(wú)涂層試樣的平行段也進(jìn)行了相同工藝參數(shù)的吹砂處理。拉伸實(shí)驗(yàn)在DDL100型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用3549-025M-020-ST型高溫引伸計(jì)記錄拉伸實(shí)驗(yàn)過(guò)程中平行段沿軸向的位移。無(wú)涂層和β-(Ni, Pt)Al相涂層(以下稱(chēng)Pt-Al涂層)試樣的拉伸實(shí)驗(yàn)分別在760和980℃下進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)加載名義應(yīng)變速率為1 × 10-3 s-1。

采用配有能譜儀(EDS)和背散射電子(BSE)系統(tǒng)的MIRA 3型掃描電鏡(SEM)對(duì)試樣斷口形貌和微觀組織進(jìn)行觀察，加速電壓為25 kV。微觀組織經(jīng)電解腐蝕(腐蝕液為HCl、HNO3和C3H8O3的混合溶液，體積比為3∶1∶4，電壓為4 V，時(shí)間為10 s)后進(jìn)行觀察。距拉伸斷口5 mm處，沿(001)面切取透射電鏡(TEM)樣品，用砂紙磨至厚度50 μm左右，用Gatan 691型精密離子減薄儀局部減薄，采用Tecnai G2 F20型TEM觀察和表征位錯(cuò)形貌，加速電壓為200 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 Pt-Al涂層原始組織

圖2為Pt-Al涂層原始表面和縱截面的SEM像。從涂層表面(圖2a)可以觀察到，β相為等軸晶，晶粒尺寸為(6.8 ± 1.2) μm。晶粒中的亮色顆粒為β-(Ni, Pt)Al相固溶體，通過(guò)EDS分析，其成分(原子分?jǐn)?shù)，%，下同)為Ni 40.28、Pt 5.15、Al 54.57；晶界處富集的高亮色顆粒為固溶Cr的β-(Ni, Pt,)Al，其成分為Ni 23.30、Pt 12.54、Cr 7.76、Al 56.40。從涂層截面形貌(圖2b)可見(jiàn)，涂層區(qū)域主要分為2層：外層(outer layer，OL)為β相，厚度為(19.7 ± 0.7) μm，主要為(Ni, Pt)Al固溶體；內(nèi)層(inner layer，IL)為厚度(22.4 ± 1.1) μm的互擴(kuò)散區(qū)(inter diffusion zone，IDZ)。IDZ內(nèi)深灰色區(qū)域?yàn)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">β-(Ni, Pt)Al相，淺灰色及高亮區(qū)域主要富集難熔元素W (4.36)、Mo (3.92)和Ta (13.66)等。此外，在外層和內(nèi)層界面處觀察到Kirkendall孔洞，這是由于在滲Al過(guò)程中原子間(Ni向外擴(kuò)散，Pt和Al向內(nèi)擴(kuò)散)擴(kuò)散速率不同而形成的。

圖2

圖2   Pt-Al涂層原始表面和縱截面的SEM像

Fig.2   SEM images of initial surface (a) and cross-section (b) of Pt-Al coating (Inset shows grain morphology in the coating. OL—outer layer, IL—inner layer, IDZ—inter diffusion zone)

2.2 拉伸性能

圖3為無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在760和980℃的名義應(yīng)力-應(yīng)變曲線。在2個(gè)溫度下，在達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后的塑性變形過(guò)程中，Pt-Al涂層試樣的應(yīng)力均略低于無(wú)涂層試樣。在760℃拉伸過(guò)程中，無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在流變應(yīng)力達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后，隨應(yīng)變量增加應(yīng)力均呈下降趨勢(shì)。無(wú)涂層試樣表現(xiàn)出明顯的屈服，在屈服點(diǎn)后流變應(yīng)力隨著塑性變形達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度，而Pt-Al涂層試樣則未出現(xiàn)明顯的屈服點(diǎn)。在980℃拉伸過(guò)程中，無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣流變應(yīng)力達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后，應(yīng)力水平隨應(yīng)變量增加均表現(xiàn)為下降趨勢(shì)，2者均未出現(xiàn)明顯的屈服點(diǎn)。

圖3

圖3   在760和980℃下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣的名義應(yīng)力(σ)-應(yīng)變(ε)曲線

Fig.3   Nominal stress (σ)-strain (ε) curves of uncoated and Pt-Al coating samples at 760 and 980oC

表1為不同溫度下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣的拉伸性能。在760和980℃，Pt-Al涂層試樣的屈服強(qiáng)度均低于無(wú)涂層試樣，下降率分別為0.11%和0.08%；Pt-Al涂層試樣的極限抗拉強(qiáng)度則略低于無(wú)涂層試樣。此外，在760℃，Pt-Al涂層試樣的延伸率大于無(wú)涂層試樣；而在980℃時(shí)，Pt-Al涂層試樣的延伸率小于無(wú)涂層試樣。

表1   在760和980℃下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣的拉伸性能

Table 1  Tensile properties of uncoated and Pt-Al coating samples at 760 and 980oC

新窗口打開(kāi)| 下載CSV

2.3 斷口形貌

圖4為無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在不同溫度下拉伸斷口表面的SEM像?？梢?jiàn)，760℃拉伸斷裂后，無(wú)涂層(圖4a)和Pt-Al涂層(圖4b)試樣的斷口均呈現(xiàn)滑移臺(tái)階，且臺(tái)階交角約為90°。但無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣的裂紋擴(kuò)展方式明顯不同。無(wú)涂層試樣斷口的臺(tái)階基本平行，僅在斷口邊緣處觀察到與之垂直的臺(tái)階，同時(shí)在斷口邊緣可觀察到剪切唇。而Pt-Al涂層試樣則未觀察到明顯的剪切唇，裂紋由多個(gè)方向的臺(tái)階向中心擴(kuò)展。

圖4

圖4   在760和980℃下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣的拉伸斷口表面的SEM像

Fig.4   SEM images of tensile fracture surface of uncoated (a, c) and Pt-Al coating (b, d) samples at 760oC (a, b) and 980oC (c, d), respectively (Insets show the high magnified images of the fracture)

圖4c和d分別為無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在980℃拉伸斷口表面形貌的SEM像?？梢?jiàn)，無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣的斷口均由大量的韌窩組成，且韌窩周?chē)世w維狀。此外，無(wú)涂層試樣斷口邊緣可觀察到明顯的剪切唇，而Pt-Al涂層試樣中則未觀察到。

在不同溫度下Pt-Al涂層的斷口形貌不同(圖5)。在760℃下，涂層與基體邊界清晰，涂層呈準(zhǔn)解理斷裂特征，靠近氧化層區(qū)域的解理面上出現(xiàn)了孔洞，且涂層中出現(xiàn)了貫穿性的裂紋(圖5a)。而在980℃，涂層中出現(xiàn)了大量的韌窩(圖5b)。

圖5

圖5   在760和980℃下Pt-Al涂層試樣拉伸斷口涂層區(qū)域的SEM像

Fig.5   SEM images of tensile fracture coating region of Pt-Al coating samples at 760oC (a) and 980oC (b)

圖6為無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在760和980℃下拉伸斷口縱截面的二次電子(SE)和BSE像。圖6a和c分別為無(wú)涂層試樣在760和980℃下的拉伸斷口附近的微觀組織形貌。圖中可見(jiàn)，2者斷口附近的平行段表面均產(chǎn)生了裂紋。此外，在靠近斷口的試樣內(nèi)部也觀察到裂紋，進(jìn)一步放大觀察發(fā)現(xiàn)，試樣內(nèi)部的MC型碳化物有利于裂紋的擴(kuò)展。Pt-Al涂層試樣拉伸斷口截面形貌的BSE像顯示，在760℃時(shí)(圖6b)，試樣表面的涂層中產(chǎn)生了與外加拉應(yīng)力方向垂直的橫向微裂紋，但并未觀察到明顯的頸縮現(xiàn)象。此外，還觀察到沿[001]方向存在涂層與氧化層界面處的裂紋。在980℃ (圖6d)僅觀察到斷口附近的涂層中出現(xiàn)明顯的裂紋，裂紋長(zhǎng)度大于760℃下的裂紋，并且出現(xiàn)了明顯的頸縮。此外，在靠近斷口的基體中也觀察到裂紋。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，裂紋在涂層處萌生，繼而向基體內(nèi)擴(kuò)展。在2種溫度下，Pt-Al涂層試樣基體中的裂紋均在MC型碳化物或沿碳化物與基體的界面處擴(kuò)展(圖6b和d)。

圖6

圖6   在760和980℃下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣[001]方向拉伸斷口縱截面的SE和BSE像

Fig.6   Secondary electron (SE) images of uncoated samples (a, c) and BSE images of Pt-Al coating samples (b, d) logitudinal-sections tensile fractured along [001] orientation at 760oC (a, b) and 980oC (c, d), respectively (Insets show the microstructure of fracture cross-section)

涂層試樣斷口截面腐蝕后的形貌(圖7)顯示，在760和980℃，Pt-Al涂層外表面均附著一層氧化物，涂層中OL和IL的厚度均已退化為原始厚度的1/3左右(氧化層、OL和IL的厚度見(jiàn)表2)。涂層除因高溫氧化發(fā)生退化外，還產(chǎn)生了一定量的塑性變形。與760℃拉伸樣品相比，在980℃下OL中僅觀察到少量的β晶粒且尺寸較小，根據(jù)Yang等[3]對(duì)含Pt和Hf的滲Al涂層在900℃熱腐蝕后退化的形貌，以及針對(duì)圖7中淺色顆粒的EDS分析結(jié)果(Ni 73.6，Al 24.7，Ti 1.7，原子分?jǐn)?shù)，%)，可確定大部分β相已轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">γ'相。760℃時(shí)，在氧化層/涂層界面處沿應(yīng)力加載方向有裂紋產(chǎn)生，此外，氧化層中還出現(xiàn)了大量與應(yīng)力加載方向垂直的裂紋，且部分裂紋擴(kuò)展至涂層中；而在980℃下，氧化層與涂層界面處產(chǎn)生了大量的孔洞，涂層中靠近氧化層區(qū)域的β相附近也觀察到了孔洞。

圖7

圖7   在760和980℃下Pt-Al涂層試樣拉伸斷口截面腐蝕后的BSE像

Fig.7   BSE images of tensile fracture cross-sectional morphology of Pt-Al coating samples after etched at 760oC (a) and 980oC (b)

表2   Pt-Al涂層試樣拉伸實(shí)驗(yàn)前后截面組織厚度 (μm)

Table 2  Thicknesses of cross-sectional structure of Pt-Al coating sample initial and after tensile test

新窗口打開(kāi)| 下載CSV

2.4 微觀組織

圖8為在760和980℃下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣[001]方向拉伸變形組織的SEM像。圖中可見(jiàn)，760℃拉伸后(圖8a和b)無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣基體中的γ'相基本保持立方狀，均未發(fā)生明顯變化。試樣中均觀察到2組滑移帶，且滑移線發(fā)生了交割。在980℃無(wú)涂層(圖8c)和Pt-Al涂層(圖8d)試樣拉伸斷裂后的微觀組織中可觀察到，立方狀的γ'形態(tài)發(fā)生了細(xì)微的變化，立方體棱角變得圓滑，趨于向球狀演化，組織中未觀察到明顯的滑移帶。γ'相的球化是由于在高溫和應(yīng)力共同作用下，γ'相與γ基體的界面能降低而引起的[25]。

圖8

圖8   在760和980℃下無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣[001]方向拉伸變形組織的SEM像

Fig.8   SEM images of tensile tested uncoated (a, c) and Pt-Al coating (b, d) samples at 760oC (a, b) and 980oC (c, d), respectively (Inset shows the γ′ deformation morphology)

3 分析與討論

3.1 高溫拉伸時(shí)Pt-Al涂層的退化

在高溫拉伸時(shí)，Pt-Al涂層表面會(huì)發(fā)生氧化。此處需要說(shuō)明本工作主要討論P(yáng)t在β-NiAl中的作用，而在涂層中還含有一定量的Cr (圖2a)，Cr是在滲Al過(guò)程中由γ基體向外擴(kuò)散時(shí)固溶在β相中，由于在高溫合金中Cr與Al抗氧化作用相似，且Cr在β相中固溶相對(duì)較少，因此本工作中不作重點(diǎn)討論。此外，在晶界和β晶粒中的孔洞(圖2a)是由于滲Al過(guò)程中元素?cái)U(kuò)散的不均衡性所導(dǎo)致的(Ni的熔點(diǎn)接近滲Al溫度，其活度高于Pt，因此Ni向外擴(kuò)散較快)。

Pt-Al涂層在拉伸過(guò)程中的退化除與自身化學(xué)成分和晶體結(jié)構(gòu)相關(guān)，還與應(yīng)力、溫度和應(yīng)變速率有關(guān)，由于本工作實(shí)驗(yàn)拉伸速率恒定，因此僅對(duì)應(yīng)力和溫度的影響進(jìn)行討論。OL和IL之間Kirkendall孔洞已消失(圖7a和b)，這是由于在高溫下OL中Pt與IL中的元素之間發(fā)生互擴(kuò)散所致。此外，IL中難熔元素的固溶體形貌也已消失，可觀察到β相和γ'相(由β相轉(zhuǎn)變)。β向γ'轉(zhuǎn)變是由于高溫下Al向外擴(kuò)散而導(dǎo)致Ni占據(jù)Al的陣點(diǎn)而發(fā)生的相變。

進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)(圖7)，在不同溫度下試樣的氧化層和涂層的形貌有所差別，主要體現(xiàn)在以下2個(gè)方面：

(1) 在不同溫度下OL中β向γ'轉(zhuǎn)變的程度不同。相變是由于高溫下原子擴(kuò)散引起的，Arrhenius提出溫度是影響擴(kuò)散速率的最主要因素，擴(kuò)散系數(shù)(D)的方程為[26]：

式中，D0為擴(kuò)散常數(shù)；Q為每摩爾原子的激活能；R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度。由 式(1)可知，溫度越高，原子激活能越大，越易發(fā)生遷移，擴(kuò)散系數(shù)也越大。隨著溫度升高Al原子的擴(kuò)散系數(shù)也隨之增大，同時(shí)在應(yīng)力作用下Al原子快速向外擴(kuò)散，生成的空位由Ni原子占據(jù)而形成γ'相。因而，在980℃下OL中生成的γ'相較多。

(2) 在不同溫度下氧化層與OL界面處的缺陷形貌不同。這是由于Pt-Al涂層的DBTT對(duì)涂層變形機(jī)制的影響(關(guān)于DBTT對(duì)涂層變形機(jī)制的影響將在3.2節(jié)中詳細(xì)討論)。在拉伸過(guò)程中，裂紋常萌生于試樣表面缺陷，滲Al過(guò)程中表面形成的孔洞(圖2a)則是拉伸過(guò)程中氧化層與OL界面處的裂紋和孔洞的誘因。氧化層中的裂紋除與涂層變形機(jī)制有關(guān)，還與拉伸速率(vt)和氧化速率(vo)有關(guān)。當(dāng)vt > vo時(shí)，氧化物隨涂層發(fā)生塑性變形，拉應(yīng)力導(dǎo)致氧化物中的離子鍵遭到破壞，裂紋隨著頂端張開(kāi)位移的幅值增加而不斷擴(kuò)展。當(dāng)vt < vo時(shí)，氧化物在拉應(yīng)力下處于彈性變形，氧化物中離子鍵被拉長(zhǎng)，在較高的氧分壓下，因晶格畸變而遷移的金屬離子易在晶格空位處與O生成新的氧化物，從而誘發(fā)裂紋閉合。

3.2 溫度對(duì)Pt-Al涂層裂紋和變形機(jī)制的影響

Alam等[16,23]通過(guò)實(shí)驗(yàn)觀察到，當(dāng)溫度低于DBTT時(shí)，β-(Ni, Pt)Al相和IDZ呈脆性的準(zhǔn)解理斷裂，β- (Ni, Pt)Al相發(fā)生穿晶解理斷裂，繼而向IDZ內(nèi)擴(kuò)展，直至擴(kuò)展到基體中；當(dāng)溫度在DBTT左右時(shí)，β-(Ni, Pt)Al相和IDZ開(kāi)始出現(xiàn)大量微孔洞，這些微孔洞分布在準(zhǔn)解理斷裂面上，β-(Ni, Pt)Al相的解理面也觀察到孔洞，然而，與IDZ相比，β-(Ni, Pt)Al相微孔洞的尺寸較??；當(dāng)溫度高于DBTT時(shí)，涂層斷口呈淺韌窩和纖維狀斷裂特征，在整個(gè)Pt-Al涂層的斷裂表面可以觀察到大量的微孔洞，本工作所觀察到的現(xiàn)象與其基本相似。此外，在760和980℃下涂層厚度在拉伸過(guò)程中均減小(表2)，除因高溫氧化導(dǎo)致厚度減小外，涂層還產(chǎn)生了一定量的塑性變形，因此本工作通過(guò)對(duì)Pt-Al涂層斷口形貌觀察發(fā)現(xiàn)，在760℃時(shí)接近DBTT，而在980℃則高于DBTT。

在760℃下，OL和IL中分布大量的β相。β相為B2型結(jié)構(gòu)，其固有的脆性是由于可動(dòng)滑移系的數(shù)量較少而造成的，變形具有較大的不均勻性，即只有少數(shù)滿足條件的β晶粒存在位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，而其他晶粒基本沒(méi)有產(chǎn)生位錯(cuò)[15]。拉伸時(shí)裂紋由滲Al后表面孔洞處萌生，在切應(yīng)力作用下，裂紋沿晶界或通過(guò)穿晶方式穿過(guò)β相向涂層內(nèi)部擴(kuò)展，且裂紋擴(kuò)展方向基本與應(yīng)力加載方向垂直(圖7a)。Friedel提出，脆性裂紋可以看做2個(gè)刃型位錯(cuò)塞積群構(gòu)成的裂紋位錯(cuò)，這些位錯(cuò)的Burgers矢量( b )與裂紋面垂直，由于位錯(cuò)塞積導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展受阻，在拉應(yīng)力作用下裂紋尖端處產(chǎn)生應(yīng)力集中并繼續(xù)擴(kuò)展[27]。裂紋尖端的滑移系被激活的條件取決于裂紋尖端Schmid因子，裂紋尖端Schmid因子具有極大值的滑移系首先被激活。Rice和Thomson[28]提出裂紋尖端的位錯(cuò)既受到外加應(yīng)力的作用引起的斥力，又受到裂紋自由面引起的引力，還受到點(diǎn)陣阻力的作用，因此裂紋尖端處的位錯(cuò)將向界面能較低的方向擴(kuò)展。此外，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的點(diǎn)陣阻力與溫度有關(guān)，解理裂紋擴(kuò)展時(shí)裂紋尖端會(huì)有位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，在高溫下晶格中點(diǎn)陣阻力降低，有利于裂紋向內(nèi)部擴(kuò)展。

在980℃下，裂紋的形成與涂層中孔洞的聚集有關(guān)?？锥捶譃?種：一種是由表面滲Al后的孔洞經(jīng)高溫?cái)U(kuò)散后在氧化層與OL界面處產(chǎn)生聚集；另一種則是由OL中β與γ′界面處形成的孔洞。由于β (B2型)與γ′ (L12型)晶體結(jié)構(gòu)不同，界面能較低，在拉應(yīng)力下β/γ′界面處優(yōu)先產(chǎn)生裂紋。Orowan提出韌窩狀韌性斷口形成的微觀機(jī)制為微孔洞的形成和聚集[27]。在韌性材料中，裂紋尖端可以發(fā)生塑性流變，使裂紋尖端鈍化，從而降低裂紋擴(kuò)展速率。在應(yīng)力作用下γ′易產(chǎn)生多系滑移，多系滑移產(chǎn)生交割造成裂紋尖端鈍化，從而使應(yīng)力集中程度降低。此外，裂紋擴(kuò)展速率與元素?cái)U(kuò)散相關(guān)。如果合金內(nèi)部出現(xiàn)應(yīng)力梯度，應(yīng)力就會(huì)提供原子擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力，產(chǎn)生化學(xué)擴(kuò)散。裂紋附近的金屬原子在應(yīng)力梯度的作用下不斷向外擴(kuò)散，在裂紋附近形成了大量的空位，空位不斷聚集形成孔洞。在塑性變形過(guò)程中，隨著OL中金屬原子不斷擴(kuò)散，氧化層/OL界面處和OL中孔洞的不斷聚集則形成較大的裂紋。

在760和980℃下涂層均產(chǎn)生一定量的塑性變形。在DBTT附近，由<100>位錯(cuò)的滑動(dòng)和攀爬所產(chǎn)生的額外滑移系統(tǒng)被認(rèn)為是β相中韌性變形機(jī)制的開(kāi)動(dòng)，而在DΒΤΤ以上的韌性變形是由位錯(cuò)攀移被激活和附加的滑移矢量引起的[22,29,30]。在β相中，Pt的加入取代Ni并占據(jù)Ni的陣點(diǎn)，涂層中Ni隨Pt含量的增加而降低，而Al含量則不受影響。在β相中加入溶質(zhì)原子，溶質(zhì)拖拽效應(yīng)對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙和溶質(zhì)原子釘扎位錯(cuò)所造成的攀移阻力是導(dǎo)致位錯(cuò)增加的潛在原因[18,20,31]。因此，在β相中加入Pt會(huì)導(dǎo)致缺陷的產(chǎn)生，但并不影響β的固有缺陷結(jié)構(gòu)。從晶體結(jié)構(gòu)方面分析，本工作中OL和IL中產(chǎn)生塑性變形是由于溫度的提高加速了β→γ′的轉(zhuǎn)變。由于γ′的滑移系多于β，在應(yīng)力作用下γ′易產(chǎn)生多系滑移，滑移帶破碎造成裂紋尖端鈍化，從而使應(yīng)力集中程度降低，因此有利于位錯(cuò)滑移產(chǎn)生塑性變形。此外，在760和980℃下β→γ′的顆粒作為二次相在塑性變形過(guò)程中以O(shè)rowan機(jī)制形成韌窩，因而在涂層中出現(xiàn)了孔洞。

3.3 Pt-Al涂層對(duì)拉伸強(qiáng)度的影響

在760℃下，無(wú)涂層(圖9a)和Pt-Al涂層(圖9b)試樣中均觀察到超晶格堆垛層錯(cuò)(superlattice stacking fault，SSF)，這是由于γ′相是單晶鎳基合金的主要強(qiáng)化相，DD413合金中γ′析出相與γ基體共格。雖然γ′和γ相均為fcc結(jié)構(gòu)，但由于2者晶格常數(shù)不同，能夠產(chǎn)生點(diǎn)陣錯(cuò)配，起到共格應(yīng)變強(qiáng)化作用，在γ′相周?chē)鸶叩膹椥詰?yīng)力場(chǎng)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。當(dāng)位錯(cuò)切入γ′中，位錯(cuò)由{111}面開(kāi)始滑移，由于γ中存在大量位錯(cuò)發(fā)生纏結(jié)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，當(dāng)位錯(cuò)切過(guò)γ進(jìn)入鄰近的γ′中產(chǎn)生交滑移至{100}面，形成了K-W (Kear-Wilsdorf)鎖阻礙了SSF在晶格中的運(yùn)動(dòng)[32]。位錯(cuò)若克服K-W鎖能壘繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，則需在拉伸過(guò)程中加載更大的力，當(dāng)試樣開(kāi)始產(chǎn)生塑性變形時(shí)，無(wú)涂層試樣出現(xiàn)了明顯的屈服點(diǎn)(圖3)。無(wú)涂層試樣斷口中的滑移臺(tái)階是位錯(cuò)在滑移過(guò)程中不斷克服K-W鎖而形成的，而臺(tái)階中的孔洞是位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中以O(shè)rowan機(jī)制繞過(guò)γ′所形成。Pt-Al涂層試樣未出現(xiàn)屈服點(diǎn)是由于β相固有脆性和β-γ'界面斷裂應(yīng)力較低導(dǎo)致的。Sakata等[33]研究了β-γ'兩相結(jié)構(gòu)中沿晶界出現(xiàn)的γ'析出相的晶粒取向?qū)w斷裂應(yīng)力的影響。他們觀察到β和γ'相可以滿足Kurdjumov-Sachs (K-S)關(guān)系，如{110} β //{111} γ' 和<111> β //<110> γ'。當(dāng)γ' (存在于2個(gè)β晶粒間)與1個(gè)β晶粒保持K-S關(guān)系，與其他β晶粒的取向關(guān)系往往偏離上述關(guān)系。當(dāng)β和γ'相晶體發(fā)生拉伸變形時(shí)，斷裂優(yōu)先發(fā)生在非共格β/γ'界面，即偏離K-S關(guān)系的界面。斷裂應(yīng)力隨著偏離K-S關(guān)系的角度(ΔφK-S)的增大而減小，這是因?yàn)殡S著ΔφK-S的增加，界面位錯(cuò)密度增加，使界面變得越來(lái)越弱，易于開(kāi)裂。因此，發(fā)生脆性斷裂的裂紋尖端以切應(yīng)力的方式進(jìn)入基體中，由于涂層/基體界面處界面能較低，當(dāng)基體中的位錯(cuò)遇到K-W鎖時(shí)，涂層/基體界面處將啟動(dòng)新的位錯(cuò)，從而導(dǎo)致了Pt-Al涂層試樣的屈服強(qiáng)度降低(表1)。當(dāng)涂層/基體界面處的位錯(cuò)塞積到一定程度后，位錯(cuò)由多個(gè)滑移系以克服K-W鎖的方式向內(nèi)部擴(kuò)展，因而Pt-Al涂層試樣斷口中可觀察到由不同方向擴(kuò)展的臺(tái)階(圖4b)。

圖9

圖9   無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在760和980℃下拉伸斷口的位錯(cuò)形態(tài)TEM像

Fig.9   TEM images of dislocation configuration of tensile deformed structure of uncoated (a, c) and Pt-Al coating (b, d) samples at 760oC (a, b ) and 980oC (c, d), respectively

在980℃下，無(wú)涂層和Pt-Al涂層試樣在γ中形成了不規(guī)則形狀的位錯(cuò)網(wǎng)，γ'中僅觀察到少量位錯(cuò)(圖9c和d)，位錯(cuò)主要通過(guò)Orowan機(jī)制繞過(guò)γ'相。Pt-Al涂層在980℃下的抗屈服強(qiáng)度能力高于760℃ (圖3)，一方面是由于β→γ'后起到固溶強(qiáng)化作用從而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，另一方面則由于Pt在β相起到的固溶強(qiáng)化作用。根據(jù)Fick第一定律，在高溫應(yīng)力作用下Pt向涂層內(nèi)部發(fā)生濃度梯度擴(kuò)散，隨著Pt含量的提高導(dǎo)致β相晶格內(nèi)缺陷的增加，同時(shí)引起周?chē)膹椥宰冃闻c位錯(cuò)周?chē)膽?yīng)變場(chǎng)相互作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。此外，Jiang等[34]通過(guò)第一性原理證明彈性模量(E)的降低是由于Pt原子引起的晶格缺陷和空位缺陷引起的，這2種缺陷對(duì)β相晶界滑移起到拖拽作用。由于Pt的彈性模量(168 GPa)低于β相(199 GPa)，Pt原子周?chē)木植磕Ａ康陀?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">β相晶格的其余部分，從而促進(jìn)了Pt原子附近位錯(cuò)的相互作用，限制了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，在達(dá)到熔點(diǎn)之前，β相保持高度有序。此外，Pt的原子半徑(0.139 nm)大于Ni (0.124 nm)，Pt取代Ni導(dǎo)致鍵長(zhǎng)增加，從而引起β相晶格參數(shù)的增加，導(dǎo)致晶格變?nèi)酰?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">E也隨之降低。因此，在980℃下Pt-Al涂層試樣的屈服強(qiáng)度也有所降低。

Pt-Al涂層雖然在基體表面產(chǎn)生保護(hù)性氧化膜，延緩內(nèi)部基體組織變化(這利于性能提高)，但是由于涂層脆，強(qiáng)度較低，拉伸過(guò)程中極易產(chǎn)生裂紋，從而導(dǎo)致樣品有效承載面積減小，最終導(dǎo)致性能下降。

4 結(jié)論

(1) 在760和980℃下達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后的塑性變形過(guò)程中，Pt-Al涂層試樣的應(yīng)力水平均略低于無(wú)涂層試樣。

(2) Pt-Al涂層在760℃下位于DBTT附近，涂層呈準(zhǔn)解理斷裂特征；而在980℃下則高于DBTT，涂層呈韌性開(kāi)裂。

(3) DBTT的存在是由于高溫下β向γ' (L12型)轉(zhuǎn)變，L12型結(jié)構(gòu)有利于位錯(cuò)在晶體中進(jìn)行滑移，從而引起更大的塑性變形。

(4) 在760和980℃下，Pt-Al涂層試樣的屈服強(qiáng)度均低于無(wú)涂層試樣，下降率分別為0.11%和0.08%。溫度升高可以提高Pt-Al涂層試樣的屈服強(qiáng)度，一方面是由于β→γ'后γ'起到共格強(qiáng)化作用從而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，另一方面則由于Pt在β-NiAl相起到的固溶強(qiáng)化作用，有利于提高涂層在高溫下的屈服強(qiáng)度。