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，因其在高溫環境下具有優良的抗氧化和抗熱腐蝕性能[1~6]，被廣泛應用于先進燃氣渦輪發動機部件的表面防護涂層[7~9]。Pt-Al涂層屬于擴散型涂層，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定的、可再生的Al2O3膜，作為O向內擴散的屏障，提高了合金的整體抗氧化能力。同時，Pt原子能提高Al2O3膜的附著性，降低循環加熱和冷卻條件下氧化膜脫落的概率[11~14]。

在葉片服役過程中，涂層中的Al向外擴散(生成氧化膜)，以及涂層和基體之間元素的互擴散，都將引起其微觀組織變化[15]。β-(Ni, Pt)Al相為脆性相，在軸向拉應力作用下，涂層與基體之間熱物理性能的差異將導致裂紋優先在涂層中產生，這將會降低葉片的力學性能，并對發動機服役可靠性產生不利影響[16]。基于高溫合金構件的特定設計考慮[11,17]，將涂層產生0.6%應變而未發生開裂的溫度定義為涂層的韌脆轉變溫度(DBTT)[11,17,18]。Alam等[18]通過音頻測量系統對不同Pt含量和溫度下的涂層斷口形貌觀察發現，隨著Pt原子濃度的不斷增加，β-(Ni, Pt)Al相的DBTT也隨之上升。并且通過實驗觀察到，在DBTT以下，Pt-Al涂層存在脆性解理面；在DBTT時，Pt-Al涂層中形成微孔隙；而在DBTT以上時，Pt-Al涂層則呈淺韌窩和纖維狀斷裂特征。研究結果[17~24]表明，DBTT的出現與高溫下β-(Ni, Pt)Al相和基體中元素的互擴散有關。

DD413合金是我國自主研制的抗熱腐蝕單晶高溫合金，已在航空領域得到了應用。在DD413合金表面滲鍍Pt-Al涂層可以提高承溫能力。在服役過程中，葉片受到軸向拉應力作用，同時在高溫環境中，Pt-Al涂層發生氧化以及涂層與基體間元素擴散導致微觀組織演化等都將影響葉片的服役性能，但具體影響機制尚不清楚。因此，本工作采用高溫拉伸實驗，初步探究高溫應力條件下滲鍍Pt-Al涂層的DD413合金失效機理，以期為葉片的工程應用奠定理論基礎。

1實驗方法

實驗選用的基材為鎳基單晶高溫合金DD413，其名義成分(質量分數，%)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°以內的單晶棒，經完全熱處理后，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顆粒對拉伸試樣平行段進行吹砂處理。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.1Schematic 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，陽極選用Pt網編織的電極，電鍍溶液的主鹽為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，電鍍時間為50 min。將電鍍后的試樣在VGQ-80型真空熱處理爐中進行預擴散處理，工藝參數為：溫度1050℃，時間1.5 h，真空度10-1Pa，并采用純度為99.99%的Ar氣保護，下同。

采用化學氣相沉積法制備滲Al層，滲鋁劑為Al-Fe粉(49%Al，質量分數，下同)和NH4Cl (2%)。選用高溫低活度方法(Ni原子向外擴散)在化學氣相滲Al爐中制備，溫度為1070℃，時間為3.5 h，真空度10-1Pa，并在Ar氣中進行保護。爐體加熱前，將爐內先抽至真空狀態，然后向爐腔內通入Ar氣，再次抽真空，通Ar氣，確保爐腔內形成密封的惰性環境。滲鋁結束后，試樣隨爐冷卻。最終，可獲得單一β-(Ni, Pt)Al相的Pt-Al涂層。

為保證拉伸實驗對比的準確性，無涂層試樣的平行段也進行了相同工藝參數的吹砂處理。拉伸實驗在DDL100型電子萬能試驗機上進行，采用3549-025M-020-ST型高溫引伸計記錄拉伸實驗過程中平行段沿軸向的位移。無涂層和β-(Ni, Pt)Al相涂層(以下稱Pt-Al涂層)試樣的拉伸實驗分別在760和980℃下進行，實驗加載名義應變速率為1 × 10-3s-1。

采用配有能譜儀(EDS)和背散射電子(BSE)系統的MIRA 3型掃描電鏡(SEM)對試樣斷口形貌和微觀組織進行觀察，加速電壓為25 kV。微觀組織經電解腐蝕(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，時間為10 s)后進行觀察。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 G2F20型TEM觀察和表征位錯形貌，加速電壓為200 kV。

2實驗結果

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EDS分析，其成分(原子分數，%，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，涂層區域主要分為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；內層(inner layer，IL)為厚度(22.4 ± 1.1) μm的互擴散區(inter diffusion zone，IDZ)。IDZ內深灰色區域為β-(Ni, Pt)Al相，淺灰色及高亮區域主要富集難熔元素W (4.36)、Mo (3.92)和Ta (13.66)等。此外，在外層和內層界面處觀察到Kirkendall孔洞，這是由于在滲Al過程中原子間(Ni向外擴散，Pt和Al向內擴散)擴散速率不同而形成的。

圖2

圖2Pt-Al涂層原始表面和縱截面的SEM像

Fig.2SEM 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為無涂層和Pt-Al涂層試樣在760和980℃的名義應力-應變曲線。在2個溫度下，在達到極限抗拉強度后的塑性變形過程中，Pt-Al涂層試樣的應力均略低于無涂層試樣。在760℃拉伸過程中，無涂層和Pt-Al涂層試樣在流變應力達到極限抗拉強度后，隨應變量增加應力均呈下降趨勢。無涂層試樣表現出明顯的屈服，在屈服點后流變應力隨著塑性變形達到極限抗拉強度，而Pt-Al涂層試樣則未出現明顯的屈服點。在980℃拉伸過程中，無涂層和Pt-Al涂層試樣流變應力達到極限抗拉強度后，應力水平隨應變量增加均表現為下降趨勢，2者均未出現明顯的屈服點。

圖3

圖3在760和980℃下無涂層和Pt-Al涂層試樣的名義應力(σ)-應變(ε)曲線

Fig.3Nominal 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涂層試樣的屈服強度均低于無涂層試樣，下降率分別為0.11%和0.08%；Pt-Al涂層試樣的極限抗拉強度則略低于無涂層試樣。此外，在760℃，Pt-Al涂層試樣的延伸率大于無涂層試樣；而在980℃時，Pt-Al涂層試樣的延伸率小于無涂層試樣。

表1在760和980℃下無涂層和Pt-Al涂層試樣的拉伸性能

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

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2.3斷口形貌

圖4為無涂層和Pt-Al涂層試樣在不同溫度下拉伸斷口表面的SEM像。可見，760℃拉伸斷裂后，無涂層(圖4a)和Pt-Al涂層(圖4b)試樣的斷口均呈現滑移臺階，且臺階交角約為90°。但無涂層和Pt-Al涂層試樣的裂紋擴展方式明顯不同。無涂層試樣斷口的臺階基本平行，僅在斷口邊緣處觀察到與之垂直的臺階，同時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，裂紋由多個方向的臺階向中心擴展。

圖4

圖4在760和980℃下無涂層和Pt-Al涂層試樣的拉伸斷口表面的SEM像

Fig.4SEM 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分別為無涂層和Pt-Al涂層試樣在980℃拉伸斷口表面形貌的SEM像。可見，無涂層和Pt-Al涂層試樣的斷口均由大量的韌窩組成，且韌窩周圍呈纖維狀。此外，無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，涂層呈準解理斷裂特征，靠近氧化層區域的解理面上出現了孔洞，且涂層中出現了貫穿性的裂紋(圖5a)。而在980℃，涂層中出現了大量的韌窩(圖5b)。

圖5

圖5在760和980℃下Pt-Al涂層試樣拉伸斷口涂層區域的SEM像

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

圖6為無涂層和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，2者斷口附近的平行段表面均產生了裂紋。此外，在靠近斷口的試樣內部也觀察到裂紋，進一步放大觀察發現，試樣內部的MC型碳化物有利于裂紋的擴展。Pt-Al涂層試樣拉伸斷口截面形貌的BSE像顯示，在760℃時(圖6b)，試樣表面的涂層中產生了與外加拉應力方向垂直的橫向微裂紋，但并未觀察到明顯的頸縮現象。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明顯的裂紋，裂紋長度大于760℃下的裂紋，并且出現了明顯的頸縮。此外，在靠近斷口的基體中也觀察到裂紋。進一步觀察發現，裂紋在涂層處萌生，繼而向基體內擴展。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展(圖6b和d)。

圖6

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

Fig.6Secondary 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的厚度見表2)。涂層除因高溫氧化發生退化外，還產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Yang等[3]對含Pt和Hf的滲Al涂層在900℃熱腐蝕后退化的形貌，以及針對圖7中淺色顆粒的EDS分析結果(Ni 73.6，Al 24.7，Ti 1.7，原子分數，%)，可確定大部分β相已轉變為γ'相。760℃時，在氧化層/涂層界面處沿應力加載方向有裂紋產生，此外，氧化層中還出現了大量與應力加載方向垂直的裂紋，且部分裂紋擴展至涂層中；而在980℃下，氧化層與涂層界面處產生了大量的孔洞，涂層中靠近氧化層區域的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.7BSE images of tensile fracture cross-sectional morphology of Pt-Al coating samples after etched at 760oC (a) and 980oC (b)

表2Pt-Al涂層試樣拉伸實驗前后截面組織厚度 (μm)

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

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2.4微觀組織

圖8為在760和980℃下無涂層和Pt-Al涂層試樣[001]方向拉伸變形組織的SEM像。圖中可見，760℃拉伸后(圖8a和b)無涂層和Pt-Al涂層試樣基體中的γ'相基本保持立方狀，均未發生明顯變化。試樣中均觀察到2組滑移帶，且滑移線發生了交割。在980℃無涂層(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'形態發生了細微的變化，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℃下無涂層和Pt-Al涂層試樣[001]方向拉伸變形組織的SEM像

Fig.8SEM 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 theγ′ deformation morphology)

3分析與討論

3.1高溫拉伸時Pt-Al涂層的退化

在高溫拉伸時，Pt-Al涂層表面會發生氧化。此處需要說明本工作主要討論Pt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過程中由γ基體向外擴散時固溶在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相中固溶相對較少，因此本工作中不作重點討論。此外，在晶界和β晶粒中的孔洞(圖2a)是由于滲Al過程中元素擴散的不均衡性所導致的(Ni的熔點接近滲Al溫度，其活度高于Pt，因此Ni向外擴散較快)。

Pt-Al涂層在拉伸過程中的退化除與自身化學成分和晶體結構相關，還與應力、溫度和應變速率有關，由于本工作實驗拉伸速率恒定，因此僅對應力和溫度的影響進行討論。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中的元素之間發生互擴散所致。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相轉變)。β向γ'轉變是由于高溫下Al向外擴散而導致Ni占據Al的陣點而發生的相變。

進一步觀察發現(圖7)，在不同溫度下試樣的氧化層和涂層的形貌有所差別，主要體現在以下2個方面：

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

式中，D0為擴散常數；Q為每摩爾原子的激活能；R為氣體常數；T為熱力學溫度。由式(1)可知，溫度越高，原子激活能越大，越易發生遷移，擴散系數也越大。隨著溫度升高Al原子的擴散系數也隨之增大，同時在應力作用下Al原子快速向外擴散，生成的空位由Ni原子占據而形成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對涂層變形機制的影響(關于DBTT對涂層變形機制的影響將在3.2節中詳細討論)。在拉伸過程中，裂紋常萌生于試樣表面缺陷，滲Al過程中表面形成的孔洞(圖2a)則是拉伸過程中氧化層與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制有關，還與拉伸速率(vt)和氧化速率(vo)有關。當vt>vo時，氧化物隨涂層發生塑性變形，拉應力導致氧化物中的離子鍵遭到破壞，裂紋隨著頂端張開位移的幅值增加而不斷擴展。當vt<vo時，氧化物在拉應力下處于彈性變形，氧化物中離子鍵被拉長，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，從而誘發裂紋閉合。

3.2溫度對Pt-Al涂層裂紋和變形機制的影響

Alam等[16,23]通過實驗觀察到，當溫度低于DBTT時，β-(Ni, Pt)Al相和IDZ呈脆性的準解理斷裂，β- (Ni, Pt)Al相發生穿晶解理斷裂，繼而向IDZ內擴展，直至擴展到基體中；當溫度在DBTT左右時，β-(Ni, Pt)Al相和IDZ開始出現大量微孔洞，這些微孔洞分布在準解理斷裂面上，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相微孔洞的尺寸較小；當溫度高于DBTT時，涂層斷口呈淺韌窩和纖維狀斷裂特征，在整個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象與其基本相似。此外，在760和980℃下涂層厚度在拉伸過程中均減小(表2)，除因高溫氧化導致厚度減小外，涂層還產生了一定量的塑性變形，因此本工作通過對Pt-Al涂層斷口形貌觀察發現，在760℃時接近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型結構，其固有的脆性是由于可動滑移系的數量較少而造成的，變形具有較大的不均勻性，即只有少數滿足條件的β晶粒存在位錯運動，而其他晶粒基本沒有產生位錯[15]。拉伸時裂紋由滲Al后表面孔洞處萌生，在切應力作用下，裂紋沿晶界或通過穿晶方式穿過β相向涂層內部擴展，且裂紋擴展方向基本與應力加載方向垂直(圖7a)。Friedel提出，脆性裂紋可以看做2個刃型位錯塞積群構成的裂紋位錯，這些位錯的Burgers矢量(b)與裂紋面垂直，由于位錯塞積導致裂紋擴展受阻，在拉應力作用下裂紋尖端處產生應力集中并繼續擴展[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既受到外加應力的作用引起的斥力，又受到裂紋自由面引起的引力，還受到點陣阻力的作用，因此裂紋尖端處的位錯將向界面能較低的方向擴展。此外，位錯運動的點陣阻力與溫度有關，解理裂紋擴展時裂紋尖端會有位錯運動，在高溫下晶格中點陣阻力降低，有利于裂紋向內部擴展。

在980℃下，裂紋的形成與涂層中孔洞的聚集有關。孔洞分為2種：一種是由表面滲Al后的孔洞經高溫擴散后在氧化層與OL界面處產生聚集；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)晶體結構不同，界面能較低，在拉應力下β/γ′界面處優先產生裂紋。Orowan提出韌窩狀韌性斷口形成的微觀機制為微孔洞的形成和聚集[27]。在韌性材料中，裂紋尖端可以發生塑性流變，使裂紋尖端鈍化，從而降低裂紋擴展速率。在應力作用下γ′易產生多系滑移，多系滑移產生交割造成裂紋尖端鈍化，從而使應力集中程度降低。此外，裂紋擴展速率與元素擴散相關。如果合金內部出現應力梯度，應力就會提供原子擴散的驅動力，產生化學擴散。裂紋附近的金屬原子在應力梯度的作用下不斷向外擴散，在裂紋附近形成了大量的空位，空位不斷聚集形成孔洞。在塑性變形過程中，隨著OL中金屬原子不斷擴散，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℃下涂層均產生一定量的塑性變形。在DBTT附近，由<100>位錯的滑動和攀爬所產生的額外滑移系統被認為是β相中韌性變形機制的開動，而在DΒΤΤ以上的韌性變形是由位錯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Ni的陣點，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相中加入溶質原子，溶質拖拽效應對位錯滑移的阻礙和溶質原子釘扎位錯所造成的攀移阻力是導致位錯增加的潛在原因[18,20,31]。因此，在β相中加入Pt會導致缺陷的產生，但并不影響β的固有缺陷結構。從晶體結構方面分析，本工作中OL和IL中產生塑性變形是由于溫度的提高加速了β→γ′的轉變。由于γ′的滑移系多于β，在應力作用下γ′易產生多系滑移，滑移帶破碎造成裂紋尖端鈍化，從而使應力集中程度降低，因此有利于位錯滑移產生塑性變形。此外，在760和980℃下β→γ′的顆粒作為二次相在塑性變形過程中以Orowan機制形成韌窩，因而在涂層中出現了孔洞。

3.3 Pt-Al涂層對拉伸強度的影響

在760℃下，無涂層(圖9a)和Pt-Al涂層(圖9b)試樣中均觀察到超晶格堆垛層錯(superlattice stacking fault，SSF)，這是由于γ′相是單晶鎳基合金的主要強化相，DD413合金中γ′析出相與γ基體共格。雖然γ′和γ相均為fcc結構，但由于2者晶格常數不同，能夠產生點陣錯配，起到共格應變強化作用，在γ′相周圍引起高的彈性應力場，阻礙位錯運動。當位錯切入γ′中，位錯由{111}面開始滑移，由于γ中存在大量位錯發生纏結阻礙位錯運動，當位錯切過γ進入鄰近的γ′中產生交滑移至{100}面，形成了K-W (Kear-Wilsdorf)鎖阻礙了SSF在晶格中的運動[32]。位錯若克服K-W鎖能壘繼續運動，則需在拉伸過程中加載更大的力，當試樣開始產生塑性變形時，無涂層試樣出現了明顯的屈服點(圖3)。無涂層試樣斷口中的滑移臺階是位錯在滑移過程中不斷克服K-W鎖而形成的，而臺階中的孔洞是位錯在運動過程中以Orowan機制繞過γ′所形成。Pt-Al涂層試樣未出現屈服點是由于β相固有脆性和β-γ'界面斷裂應力較低導致的。Sakata等[33]研究了β-γ'兩相結構中沿晶界出現的γ'析出相的晶粒取向對晶體斷裂應力的影響。他們觀察到β和γ'相可以滿足Kurdjumov-Sachs (K-S)關系，如{110}β//{111}γ'和<111>β//<110>γ'。當γ'(存在于2個β晶粒間)與1個β晶粒保持K-S關系，與其他β晶粒的取向關系往往偏離上述關系。當β和γ'相晶體發生拉伸變形時，斷裂優先發生在非共格β/γ'界面，即偏離K-S關系的界面。斷裂應力隨著偏離K-S關系的角度(ΔφK-S)的增大而減小，這是因為隨著ΔφK-S的增加，界面位錯密度增加，使界面變得越來越弱，易于開裂。因此，發生脆性斷裂的裂紋尖端以切應力的方式進入基體中，由于涂層/基體界面處界面能較低，當基體中的位錯遇到K-W鎖時，涂層/基體界面處將啟動新的位錯，從而導致了Pt-Al涂層試樣的屈服強度降低(表1)。當涂層/基體界面處的位錯塞積到一定程度后，位錯由多個滑移系以克服K-W鎖的方式向內部擴展，因而Pt-Al涂層試樣斷口中可觀察到由不同方向擴展的臺階(圖4b)。

圖9

圖9無涂層和Pt-Al涂層試樣在760和980℃下拉伸斷口的位錯形態TEM像

Fig.9TEM 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，無涂層和Pt-Al涂層試樣在γ中形成了不規則形狀的位錯網，γ'中僅觀察到少量位錯(圖9c和d)，位錯主要通過Orowan機制繞過γ'相。Pt-Al涂層在980℃下的抗屈服強度能力高于760℃ (圖3)，一方面是由于β→γ'后起到固溶強化作用從而阻礙位錯運動，另一方面則由于Pt在β相起到的固溶強化作用。根據Fick第一定律，在高溫應力作用下Pt向涂層內部發生濃度梯度擴散，隨著Pt含量的提高導致β相晶格內缺陷的增加，同時引起周圍的彈性變形與位錯周圍的應變場相互作用，阻礙位錯運動。此外，Jiang等[34]通過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原子周圍的局部模量低于β相晶格的其余部分，從而促進了Pt原子附近位錯的相互作用，限制了位錯的運動，在達到熔點之前，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導致鍵長增加，從而引起β相晶格參數的增加，導致晶格變弱，E也隨之降低。因此，在980℃下Pt-Al涂層試樣的屈服強度也有所降低。

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

4結論

(1) 在760和980℃下達到極限抗拉強度后的塑性變形過程中，Pt-Al涂層試樣的應力水平均略低于無涂層試樣。

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

(3) DBTT的存在是由于高溫下β向γ'(L12型)轉變，L12型結構有利于位錯在晶體中進行滑移，從而引起更大的塑性變形。

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