具有不同铝（Al）和铬（Cr）含量的涂层/超合金的氧化蠕变降解机制及其优化策略

时间：2026年1月29日

来源：Materials Science and Engineering: A

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研究采用多尺度分析与热力学计算，对比分析NiCrAlYSi涂层、NiAl涂层及Al梯度NiCrAlYSi涂层与未涂覆超合金在850°C/500 MPa和1200°C/80 MPa下的氧化-蠕变协同失效机制。结果表明：Al/Cr梯度设计可优化界面扩散行为，抑制TCP相形成，使梯度涂层在1200°C下兼具高强度与高韧性，其应力梯度分布有效阻碍裂纹穿透基体。

四川大学机械工程学院，中国成都610065

摘要

随着先进航空发动机中涡轮入口温度的持续升高，在1200°C下实现涂层/超合金的抗蠕变性能与抗氧化性能之间的最佳平衡变得越来越困难。本研究采用多尺度分析与热力学计算相结合的方法，研究了NiCrAlYSi涂层、NiAl涂层、Al梯度NiCrAlYSi涂层以及未涂层超合金的氧化-蠕变行为。结果表明，在850°C/500 MPa的条件下，氧化-蠕变损伤主要是应力敏感型损伤，表现为拓扑密排（TCP）相诱导的裂纹。含有不同Al和Cr含量的涂层表现出足够的塑性，能够在不产生裂纹的情况下承受蠕变载荷直至基材断裂。在1200°C/80 MPa的条件下，氧化-蠕变损伤主要是氧化-扩散型损伤。对于NiCrAlYSi涂层，NiCrAlYSi涂层/超合金界面处形成的富Cr γ相对其蠕变性能影响不大。增加涂层中的Al含量可以提高抗氧化性能，但会降低超合金的蠕变性能。对于Al梯度NiCrAlYSi涂层，其界面扩散区（IDZ）由富Cr γ相组成，尽管有TCP相的析出，但其界面过渡区（SRZ）仍保持关键的γ/γ′结构。相比之下，NiAl涂层的微观结构受到更严重的破坏，以γ′相和TCP相为主，并伴有TCP相的重新取向，这对蠕变性能有害。值得注意的是，弹性模量较高的氧化层会承受更大的应力，从而导致裂纹的萌生。涂层/超合金界面处的孔隙会阻碍裂纹向基材的扩展。本研究的意义在于通过控制Al/Cr的扩散来尽可能减轻蠕变损伤。通过调整NiCrAlYSi涂层中的Al/Cr梯度分布，可以有效地同时提高抗氧化性能和抗蠕变性能。

引言

提高镍基单晶超合金的高温机械性能对于航空发动机技术的发展至关重要。最近，开发出一种新型镍基单晶超合金，其γ′相体积分数较高，能够承受高达1200°C的工作温度[1]。尽管在高环境条件下运行的涡轮叶片需要含有较高Al和Cr含量的涂层，但这些涂层在化学成分、相结构和微观结构方面与超合金存在显著差异[2]。因此，在高温氧化条件下，由于化学势梯度的作用，涂层/超合金界面处的元素互扩散几乎是不可避免的[3]。这种界面扩散不仅影响涂层的耐腐蚀性，还会影响超合金基材的机械性能[4],[5],[6],[7]。

元素的种类和含量是影响涂层抗氧化性能以及涂层/超合金界面相变的关键因素。MCrAlY涂层（其中M = Ni、Co或NiCo）因其优异的抗氧化性能和成本效益而常用于航空航天领域[9]。增加涂层中的Al含量有助于形成致密的Al₂O₃氧化层，从而显著提高抗氧化性能[10]。Cr可以提高Al的活性，进一步促进保护性Al₂O₃层的形成[11]。超合金通常含有形成γ′相的元素（如Al和Ta）[12]，以及多种难熔元素（如W、Mo、Re和Ru）[13],[14]。超合金中较高的Ta + Al含量会降低涂层与基材之间的兼容性[15]。高W含量会削弱氧化层的附着力[16]。据报道，在单晶超合金中添加Ru可以抑制互扩散区的形成[17]。不同的涂层/超合金组合会在界面处形成不同的拓扑密排（TCP）相，如σ相[18]、μ相[19]或P相[13],[20]。Mo在镍基单晶超合金的固溶强化和界面强化中起着关键作用，但它也被认为是一种形成TCP相的元素。值得注意的是，研究表明，在1200°C时，MCrAlY/Mo富集的超合金界面主要由γ相组成，TCP相的析出较少[20]。增加互扩散区中的Cr和Mo含量有助于降低界面处的Al活性梯度。结合高温条件，这可以抑制TCP相的形成[21]。因此，对于特定的超合金，必须优化涂层成分以适应涂层与超合金之间的界面特性。

了解涂层对超合金机械性能的影响对于优化涂层成分至关重要[22],[23],[24],[25]。大量研究探讨了涂层超合金的蠕变断裂机制，关键影响因素包括涂层的脆性、施加的温度和应力条件[26],[27]、腐蚀环境[28]以及试样厚度[29],[30],[31]。在高温空气条件下，表面氧化会促进Al的外向扩散，导致氧化层下方形成γ′相贫乏区。这种表面氧化层成为微裂纹萌生的前驱体，加速裂纹扩展并缩短超合金的蠕变寿命。同时，涂层与基材之间的元素互扩散持续进行，使互扩散区不断扩大。这些成分和相结构的变化（例如TCP相、β-NiAl相或γ/γ′相的形成）进一步影响超合金的机械性能[32]。

随着先进航空发动机中涡轮入口温度的持续升高，在1200°C下实现涂层/超合金的抗蠕变性能与抗氧化性能之间的最佳平衡变得越来越困难。由于元素互扩散和相互作用的影响，涂层/超合金界面微观结构的不稳定性限制了保护性涂层在超合金上的广泛应用。现有研究尚未明确涂层中Al/Cr含量与界面退化模式及蠕变性能之间的相关性，也未区分不同损伤因素的相对贡献。因此，全面评估Al和Cr含量对单晶超合金蠕变行为的影响至关重要。这种评估对于优化涂层设计并确保涂层/超合金在1200°C下的可靠性至关重要。

鉴于互扩散和界面退化是不可避免的，本工作的核心动机是损伤管理。本研究考察了富含Mo的镍基单晶超合金以及不同Al和Cr涂层的蠕变行为。分析了NiCrAlYSi涂层、NiAl涂层、Al梯度NiCrAlYSi涂层和未涂层超合金的氧化-蠕变行为以及涂层/超合金界面微观结构演变的影响。模拟了涂层/超合金蠕变过程中各层的应力。阐明了涂层中Al和Cr含量影响氧化-蠕变损伤机制的潜在机制。研究发现，蠕变损伤的程度对界面微观结构非常敏感，而界面微观结构又受Al和Cr含量的控制。因此，本研究的意义在于通过优化涂层成分（控制Al/Cr扩散）来尽可能减轻蠕变损伤。研究结果表明，涂层中的Al/Cr梯度设计可以协同提高抗氧化性能和抗蠕变性能。这些发现为高Al和Cr涂层的设计提供了宝贵的见解。

材料与方法

本研究研究的镍基单晶超合金具有较高的γ′相体积分数和较高的Mo含量。其标称成分（重量百分比）如下：7.0-8.2% Al、3.0-4.5% Ta、8.0-10.0% Mo，其余为Ni。实验程序的示意图如图1所示。

模型超合金是通过快速定向凝固法制备的。热处理样品是从铸态单晶超合金中切割得到的。

沉积涂层

图2展示了三种涂层样品的截面形态：Al梯度NiCrAlYSi涂层、NiCrAlYSi涂层和NiAl涂层。对NiCrAlYSi涂层进行铝化处理后，发生了相变，如图2(a)与图2(b)所示。Al梯度NiCrAlYSi涂层由三层组成：外层的β-NiAl层、中间的β-NiAl + α-Cr层以及内部的γ/γ′+β-NiAl+α-Cr层[20]。图2(c)展示了超合金的截面形态。

氧化相关退化

涂层抵抗高温氧化的能力主要归功于形成致密、连续且附着力强的Al₂O₃氧化层。结合先前的研究[10],[38]，结果表明，在1200°C的氧化条件下，涂层/超合金系统的抗氧化性能从强到弱依次为：Al梯度NiCrAlYSi涂层、NiCrAlYSi涂层、NiAl涂层和未涂层超合金。

结论

本研究考察了不同Al和Cr含量的涂层在850 °C/500 MPa和1200 °C/80 MPa条件下的氧化-蠕变性能。主要结论如下：

1. 在850 °C/500 MPa条件下，NiCrAlYSi涂层和Al梯度NiCrAlYSi涂层对超合金的蠕变寿命影响较小。含有不同Al和Cr含量的涂层表现出足够的塑性，能够在不产生裂纹的情况下承受蠕变载荷直至基材断裂。

作者贡献声明

Shusuo Li： 资源提供。 Yi Ru： 方法论设计。 Heng Zhang： 资金筹集。 Ruisong Jiang： 方法论设计。 Hui Wang： 实验研究。 Yuan Liu： 软件开发。 Jie Kang： 原稿撰写、软件开发、实验研究、数据分析、概念构思。 Shengkai Gong： 项目管理。 Yongming Wang： 监督指导。 Yanling Pei： 资金筹集。