SHI L, XIN L, WANG F H, et al. Inter-diffusion Behaviors Between Two Types of MCrAlY Coating and DD98M Alloy[J]. China Surface Engineering, 2018, 31(3): 86-96.
2. 中国科学院金属研究所 腐蚀与防护实验室，沈阳 110016
2. Laboratory for Corrosion and Protection, Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016
单晶合金具有优良的高温力学性能，被广泛应用于各种航空发动机和工业燃气轮机的叶片材料[1-3]。由于涡轮叶片的工作环境十分苛刻，在服役过程中经常遭受高温氧化和腐蚀。为了提高单晶合金的抗高温氧化和热腐蚀性能，在其表面施加防护涂层是最为有效的方法。MCrAlY(M=Ni，Co或者Ni+Co)涂层在高温防护领域得到了非常广泛的应用。该涂层不仅具有优良的抗高温氧化和热腐蚀性能，而且具有良好的韧性和抗热疲劳强度，涂层与基材之间相容性较好，涂层厚度可以控制[4-5]。该涂层的一个显著特点是其成分选择的多样性，即可以根据不同的使用环境和不同的基体材料选择合适的涂层成分[6]。
然而，在氧化过程中，MCrAlY涂层与合金基体之间不可避免地发生互扩散，这很可能导致基体中二次反应区(Secondary reaction zone，SRZ)和有害脆性相(Topologically close-packed phase，TCP相)的形成。SRZ的形成是由于基体中局部化学性质的改变，它一般由粗化的γ′相、TCP相以及γ相所组成[7-9]。一般来说，TCP相包含μ、σ和P相，主要由Ni、Co、Cr、W、Mo和Re等元素组成。其中，元素Ni、Cr和Re主要分布于σ相，而W、Mo和Co则分布于μ相[10-12]。目前，为了提高单晶合金在高温下的蠕变和应力破裂强度，通常在合金中添加一些难熔元素，如W、Mo和Re等。因此，TCP相的析出必然会造成这些元素的贫化，削弱其固溶强化效果，从而降低合金的力学性能[13-15]。
DD98M合金是一种新型无Re镍基单晶合金。与传统的镍基合金相比，DD98M合金具有高强度、低成本等特点，其综合性能基本达到了二代单晶合金的水平，有望成为新一代航空发动机叶片材料[16]。但由于DD98M合金中难熔元素的含量相对较高(W、Mo、Ta和Cr的含量(w/%)约占总量的20%)，所以在该合金表面施加MCrAlY涂层时，TCP相析出的趋势可能更大。但目前关于这方面的数据尚不多见，为了使DD98M合金能够实际应用，有必要研究该合金与MCrAlY涂层之间的互扩散行为。
文中采用多弧离子镀方法制备两种不同成分的MCrAlY涂层，Ni-27Cr-11Al-0.5Y和Ni-19Co-27Cr-11Al-0.5Y(w/%)，研究DD98M合金与两种MCrAlY涂层之间的互扩散行为。
1 材料及方法 1.1 试样制备选用镍基单晶高温合金DD98M作为基体材料，其名义成分为Ni-5.0Co-6.0Cr-6.3Al-6.0W-2.0Mo6.0Ta-1.0Ti(w/%)[17]。使用线切割将DD98M单晶棒制成Φ15 mm×2.5 mm的圆片，并在试样的边缘钻一个直径约2 mm的圆孔，然后经600号碳化硅砂纸研磨和化学试剂(丙酮和酒精)超声波清洗后，烘干备用。
两种MCrAlY涂层均采用DH-4型多弧离子镀设备制备。试验所用靶材在真空感应炉中炼制，加工成Φ100 mm×40 mm的圆形靶。两种靶材成分分别为：Ni-27Cr-11Al-0.5Y，Ni-19Co-27Cr-11Al-0.5Y(w/%)。涂层制备过程如下[18]：待真空室气压低于1.0×10−2 Pa后通入氩气，采用−900 V左右、占空比为15%的脉冲负偏压对样品表面进行离子轰击清洗3 min，目的是清除样品表面污物，提高涂层与基体间的结合强度。主要沉积参数如下：电弧电流为70 A，基体温度为200~250 ℃，直流脉冲偏压为−20 V，氩气分压为0.1~0.2 Pa，基材偏压为−600 V，占空比为20%，镀膜时间为8 h。
1.2 恒温氧化试验恒温氧化试验在马弗炉中进行，氧化环境为静态空气，试验温度为1 050 ℃，试验样品有3种，分别是无涂层基体、NiCrAlY涂层试样和NiCoCrAlY涂层试样。具体过程如下：将装有样品的坩埚放入马弗炉，当炉温回升到预设温度后，开始计时。达到预定氧化时间后，将样品取出。
1.3 分析与表征采用D/MAX-RA型X射线衍射(XRD)仪对试样进行物相分析，选用Cu Kα X射线，入射角为20°~90°，电压和电流分别为50 kV和250 mA。试样的表截面分析采用Philips FEI-Inspect F型扫描电镜(SEM)，加速电压为25 kV。微观区域的形貌分析采用JEM 2010F型场发射透射电镜(TEM)，加速电压为200 kV。采用EPMA-1610型电子探针(EPMA)分析试样中的元素成分。
2 结果与分析 2.1 表截面形貌及相分析图1为DD98M合金及两种MCrAlY涂层在1 050 ℃恒温氧化100 h后的表截面形貌，图2为相应的XRD图谱，图3~图5分别为DD98M合金、NiCrAlY及NiCoCrAlY涂层在1 050 ℃恒温氧化100 h后的截面EPMA元素分布图。
由图1(a)可知，经100 h氧化后DD98M合金表面氧化膜就出现了明显的剥落，氧化膜厚度(4~10 μm)不均且分层。结合XRD、EDS和EPMA结果可知，外层灰色部分为NiO、(Ni, Co)Cr2O4尖晶石等的混合氧化物，内层黑色相为α-Al2O3，氧化层中的白亮相为富Ta的氧化物(Ta0.8O2和CrTaO4)。合金表层析出了黑色的针状相以及灰色的颗粒状相，由EPMA分析结果可知：黑色相为AlN、灰色相为TiN，说明空气中的氮穿过保护性较差的外氧化膜渗入DD98M合金内部，与基体中的活泼元素反应，形成了内氮化物。合金表层贫Al是由于Al的选择性氧化所造成。
从图1(b)可知，氧化100 h后NiCrAlY涂层表面氧化膜发生了轻微剥落。XRD结果(图2)表明，表面生成的氧化膜主要由α-Al2O3以及少量NiAl2O4组成。氧化100 h后涂层仍以γ′-Ni3Al相为主，但EDS分析表明Al含量较原始涂层明显降低。NiCrAlY涂层与合金基材发生了明显的互扩散(注：图中字母D代表互扩散区(Inter-diffusion zone，IDZ)中颜色较暗的相，而B代表颜色较浅的相)。
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| 图 1 DD98M合金与两种MCrAlY涂层在1 050 ℃恒温氧化100 h后的表面和截面形貌 Figure 1 Surface and cross-sectional morphologies of DD98M alloy and two types of MCrAlY coatings at 1 050 ℃ after isothermal oxidation for 100 h |
1 050 ℃恒温氧化100 h后所形成的IDZ(厚度为4~15 μm)及NiCrAlY涂层成分，结果见表1。根据EPMA分析结果可知，暗相的成分与涂层的成分相近，而亮相则富Ni、Ta和Al而贫Mo、Co和Cr。在涂层中还探测到了Mo、W、Ta、Ti和Co等元素，说明了这些元素已从基体扩散至涂层中。IDZ中的Cr含量较高，说明涂层中的Cr已经向内扩散进入基体中。从图4可知，在涂层和IDZ的界面处还发现了一条薄薄的富Ti金属层。而活性元素Y主要存在于涂层中，并没有向内扩散。值得注意的是，在基体表层未发现因互扩散而导致的TCP相和SRZ的形成。
由图1(c)及图2可知，氧化100 h后NiCoCrAlY涂层表面氧化膜未出现剥落，生成的氧化膜主要由α-Al2O3组成。氧化100 h后涂层仍以γ′-Ni3Al相为主，但能谱分析表明涂层中Al含量明显降低。在涂层中探测到了基体中的Mo、W、Ta和Ti等元素，说明涂层与DD98M合金基体发生了明显的互扩散，这些元素向外扩散至涂层中。涂层与基体互扩散形成的IDZ的成分与氧化后涂层的成分相近。结合EPMA结果(图5)可知，互扩散导致合金表层富W、Mo、Cr、Co等的针状TCP相的形成，SRZ中所形成的针状TCP相的数量要多于颗粒状TCP相。与NiCrAlY涂层的情况类似，在涂层与基体的界面处也发现了一条薄薄的富Ti金属层。活性元素Y主要存在于涂层中。
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| 图 2 DD98M合金及两种MCrAlY涂层在1 050 ℃恒温氧化100 h后的XRD图谱 Figure 2 XRD patterns of DD98M alloy and two types of MCrAlY coatings oxidized at 1 050 ℃ after isothermal oxidation for 100 h |
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| 图 3 DD98M合金在1 050 ℃恒温氧化100 h后的截面EPMA元素分布 Figure 3 Cross section EPMA element maps of DD98M alloy oxidized at 1 050 ℃ after isothermal oxidation for 100 h |
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| 图 4 NiCrAlY涂层在1 050 ℃氧化100 h后的截面EPMA元素分布 Figure 4 Cross section EPMA element maps of NiCrAlY coating oxidized at 1 050 ℃ after isothermal oxidation for 100 h |
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| 图 5 NiCoCrAlY涂层在1 050 ℃氧化100 h后的截面EPMA元素分布 Figure 5 Cross section EPMA element maps of NiCoCrAlY coating oxidized at 1 050 ℃ after isothermal oxidation for 100 h |
图6为NiCrAlY和NiCoCrAlY涂层试样在1 050 ℃氧化100 h后的EPMA元素浓度分布。在进行定量分析时，涂层到基体每隔5 μm打一个计量点。对于两种试样来说，涂层中的元素浓度几乎不随深度变化。在NiCrAlY涂层中，Ni、Cr、Al、Co、Mo、W和Ta元素的质量分数分别为63.1%、23.4%、4.5%、5.2%、1.0%、0.9%和1.5%。在NiCoCrAlY涂层中，其分别为50.4%、23.5%、4.0%、17.1%、1.0%、1.5%和2.3%。以上数据表明，在氧化过程中发生了互扩散现象。由于扩散及选择性氧化过程对Al的消耗，导致涂层中Al含量急剧降低。同样，涂层中的Cr含量也有所减少。Co元素在NiCrAlY涂层中的含量有所增加，而在NiCoCrAlY涂层中的含量减少。这是因为在NiCrAlY试样中，基体中的Co由内向外扩散，而在NiCoCrAlY试样中，涂层中的Co由外向内扩散。对于NiCrAlY涂层试样，由于IDZ由亮相(B)和暗相(D)所组成，导致IDZ中各元素的浓度随着深度变化较大，亮相存在区域的Ni、Al和Ta含量较高，说明亮相中富含这些元素，而暗相中各元素的浓度与涂层中相近，具体结果见表1。
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| 图 6 两种MCrAlY涂层在1 050 ℃氧化100 h后从涂层到基体的EPMA元素浓度分布剖面图 Figure 6 EPMA elemental concentration profiles of two types of MCrAlY coatings with depth from coating to substrate after isothermal oxidation at 1 050 ℃ for 100 h |
| Elements | Co | Ni | Cr | Ti | Al | Mo | Ta | W |
| Coating | 5.05 | 61.44 | 22.69 | 0.13 | 4.45 | 1.32 | 1.13 | 3.79 |
| Dark phase | 5.21 | 61.53 | 22.55 | 0.16 | 4.46 | 1.27 | 1.18 | 3.64 |
| Bright phase | 2.54 | 75.17 | 5.34 | 0.47 | 8.68 | 0.32 | 4.48 | 3.00 |
在NiCrAlY涂层试样中，Cr元素的浓度峰出现在IDZ与基体的界面，但是在元素分布图(图6)中并没有清楚地显示富Cr层的存在，这可能因为IDZ的亮相是相对贫Cr的，而在IDZ与合金基体界面处的Cr含量相对于基体内部要高出很多。在NiCoCrAlY涂层试样中，Ni的含量在IDZ和SRZ中均有所增加。在IDZ中Al和Ta元素的含量与涂层相近，但在SRZ中却随着深度的增加而增加。Co和Cr的含量在IDZ中随着深度的增加而略有减小，但在IDZ与SRZ界面处却急剧地降低。值得注意的是，在NiCoCrAlY涂层试样的SRZ中元素Co和Cr的含量比NiCrAlY涂层试样中与IDZ相邻的基体中要更高一些。另外，在两种体系中的涂层与IDZ的界面处均发现了Ti的浓度峰，表明了Ti元素在此富集，这与前面EPMA的面分析结果相一致。
2.2 TEM表征结果图7为DD98M合金在1 050 ℃氧化100 h后的STEM像及相应元素的面分布。如图所示，DD98M合金基体中形成了筏状组织，γ′相发生了明显的粗化。Co、Cr和Mo偏聚于γ相，而Ti则偏聚于γ′相。采用TEM详细研究了NiCrAlY涂层试样的IDZ中亮相与暗相的微观结构。图8为NiCrAlY涂层试样在1 050 ℃氧化100 h后的截面TEM像以及IDZ中暗相和亮相的选区电子衍射结果，图9为图8(a)中基体到涂层的截面STEM像及相应元素的面分布。由图8和图9可知：IDZ的微观结构完全不同于基体和涂层，晶粒发生粗化，选区衍射(SAD)分析结果表明，暗相为γ-Ni，而富Al和Ta的亮相为γ′-Ni3Al相。IDZ下方的基体中γ/γ′组织并没有明显的形筏迹象。
图10为NiCoCrAlY涂层试样在1 050 ℃氧化100 h后IDZ和SRZ的截面TEM形貌以及相应的选区电子衍射结果，图11为图10中“十字”标记区域的STEM像及相应的元素面扫描图。由图10可知，NiCoCrAlY涂层试样中IDZ的显微结构与NiCrAlY涂层试样的基本一致，然而SAD分析结果表明，其IDZ的组成为单一的γ-Ni相。在SRZ中，γ′相在γ/γ′中所占的体积分数比合金中大。针状TCP相的宽度约为150 nm，含有32.0%Ni、21.0%W、14.7%Mo、12.8%Cr、8.7%Co、8.1%Ta、1.8%Al和0.9%Ti(w/%)。而颗粒状TCP相的尺寸约为1 μm含有33.7%Ni、26.0%W、7.7%Mo、14.2%Cr、13.4%Co、2.6%Ta、1.9%Al和0.5%Ti(w/%)。从图11分析可知，这种TCP相是富Mo、W、Cr、Co和Ta的。EDX(TEM)分析结果表明，长针状的TCP相与颗粒状的TCP相具有近似相同的化学成分，尽管两者在形状上差异很大。有文献报道[13, 19-20]称，μ相具有菱方结构，属于
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| 图 7 DD98M合金在1 050 ℃氧化100 h后的STEM像及相应元素的面分布 Figure 7 STEM images and the corresponding elemental X-ray mapping of DD98M alloy after oxidation at 1 050 ℃ for 100 h |
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| 图 8 NiCrAlY涂层试样在1 050 ℃氧化100 h后的TEM形貌、IDZ中暗相和亮相的选区电子衍射 Figure 8 TEM micrograph and respective selected area electron diffraction patterns of the dark phase and the bright phase in the IDZ of NiCrAlY coated specimen oxidized at 1 050 ℃ for 100 h |
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| 图 10 NiCoCrAlY涂层试样在1 050 ℃氧化100 h后IDZ的TEM像及SRZ中两种TCP相的选区电子衍射 Figure 10 TEM micrographs of the IDZ and corresponding selected area electron diffraction patterns of two kinds of TCP phases in the SRZ of NiCoCrAlY-coated specimen oxidized at 1 050 ℃ for 100 h |
众所周知，高温合金抗氧化性能的好坏主要取决于其表面所形成的氧化膜是否具有保护性，而形成何种氧化膜又与合金的成分密切相关。镍基高温合金大致可分为两种：“氧化铬”形成型合金和“氧化铝”形成型合金[21]。在高温氧化过程中，合金中的Cr/Al(w/%)大于4时主要生成Cr2O3膜，而小于4时则主要生成Al2O3膜[22]。文中所选基材DD98M合金中Al元素的含量高达6.3%，其Cr/Al(w/%)为0.95，为典型的“氧化铝”形成型合金，这表明在高温环境中，该合金表面能够形成具有保护性的Al2O3膜。但是当氧化温度较高(>1 000 ℃)且氧化时间较长时，由于氧化膜中产生的生长应力和热应力不断积累而得不到有效释放，导致氧化膜发生开裂与剥落，而氧化初期Al的选择性氧化导致合金表面贫铝，氧化膜开裂和剥落后无法再形成连续的外Al2O3膜，环境中的氮透过不连续的氧化膜侵入基体中，导致内氮化的发生。在DD98M合金中，形成的氮化物为AlN和TiN。根据金属氮化物的埃林厄姆-理查森图，TiN的吉布斯自由能比AlN的更负[23]，因此在N分压越小的区域，也就是在氧化的最前沿，TiN比AlN更稳定，因而更容易形成。在氧化过程中，O元素也逐渐向内扩散，但是迅速被Al元素所捕获而以Al2O3的形式析出。AlN主要分布于氧化膜的下方、TiN的上方区域。Al2O3的吉布斯自由能比AlN的更负，但该区域优先形成了AlN，而不是Al2O3，表明此区域的氧分压要明显低于氮分压。(注：文中讨论的“氧分压”与“氮分压”涉及区域仅为金属内部，而非大气环境)
NiCrAlY涂层与NiCoCrAlY涂层显著地提高DD98M合金在1 050 ℃的抗氧化性能。氧化100 h后，α-Al2O3仍然是主要的氧化产物。在1050 ℃恒温氧化100 h后，两种MCrAlY涂层与DD98M合金基体之间均发生了互扩散，但通过前面试验结果可知两者有明显的区别。NiCoCrAlY涂层试样中，互扩散导致合金表层形成了含有μ-TCP相的SRZ。在氧化过程中，基体中的元素如Ni、Mo、W、Ta和Ti等向涂层中扩散，而Cr和Al从涂层中向基体中扩散。不难发现，在两种MCrAlY涂层试样中，元素扩散流的唯一区别就是Co的扩散方向的差异。Co在NiCrAlY涂层试样中是从基体向涂层扩散，而在NiCoCrAlY涂层试样中情况正相反，Co是从涂层向基体扩散。据文献报道[20]，Co能够促进扩散，加速γ′相的粗化。涂层与基体中元素的互扩散改变了靠近涂层一侧的合金基体的原始化学组成，造成局部元素的过饱和，导致DD98M合金基体的微观组织的不稳定性。
为了弄清TCP相析出与元素过饱和之间的关系，对NiCoCrAlY涂层试样1 050 ℃氧化100 h后靠近IDZ/SRZ界面一侧的SRZ中的相关元素进行测试，结果见表2。为便于比较，同时给出了NiCrAlY涂层试样在同样温度和时间氧化后靠近IDZ/合金界面附近对应位置的元素浓度。由表2可知，μ-TCP析出与TCP相形成元素Co、Cr、Mo和W的局部过饱和密切相关。从NiCoCrAlY涂层试样的截面形貌可知，析出的μ-TCP到IDZ/SRZ界面处的最小距离通常大于5 μm。在基体中距离IDZ/SRZ界面小于5 μm处，没有发现μ-TCP相在这些位置析出，从表中数据可知，这些区域中Co和Cr的含量相对较高，而Mo和W的含量较低。另外，由于NiCoCrAlY涂层试样中的Al向内扩散，使SRZ中的γ′相在γ/γ′结构中的体积分数增加，而这也增加了TCP相的析出趋势。R. A. MacKay等[24]研究发现，γ′相体积分数的减小和γ相体积分数的增加会稀释γ相中的难熔元素，降低g相中难熔元素的过饱和度，因此有效抑制了SRZ的形成。在NiCrAlY涂层试样中，合金基体γ/γ′结构中γ′相的体积分数没有明显的增加，基体的化学组成与原始成分相比也没有发生明显的改变，因此SRZ的形成与有害μ-TCP相的析出在1 050 ℃时完全被抑制了。
目前的研究结果表明MCrAlY涂层成分对DD98M合金基体中SRZ与TCP相的形成有重要的影响。对涂层成分的合理设计将有助于抑制因涂层与基体之间的互扩散所导致的SRZ的形成与TCP相的析出。
| Sample | Distance to IDZ/alloy or
IDZ/SRZ interface / μm |
EPMA elemental concentration in alloy or SRZ | ||||||||
| Co | Cr | Ni | Al | Ti | Mo | W | Ta | TCP precipitation | ||
| NiCrAlY-coated DD98M | 5 | 6.5 | 7.5 | 70.5 | 7.2 | 0.8 | 0.7 | 2.5 | 4.3 | No |
| 10 | 8.7 | 7.2 | 69.0 | 6.6 | 0.9 | 1.2 | 3.2 | 3.3 | No | |
| 15 | 8.6 | 8.1 | 65.9 | 5.8 | 0.8 | 1.4 | 3.8 | 5.6 | No | |
| NiCoCrAlY-coated DD98M | 5 | 12.0 | 13.1 | 60.4 | 6.3 | 0.6 | 0.5 | 2.6 | 4.5 | No |
| 10 | 10.4 | 10.0 | 62.2 | 6.5 | 0.7 | 1.2 | 4.4 | 4.6 | Yes | |
| 15 | 7.9 | 6.3 | 66.7 | 7.2 | 1.0 | 1.2 | 4.0 | 5.7 | Yes | |
(1) 在1 050 ℃氧化100 h，DD98M合金表面形成了混合氧化物膜，氧化膜开裂和剥落严重，合金表层发生了内氮化，形成了层片状的AlN与颗粒状的TiN。
(2) 两种MCrAlY涂层表面均形成一层连续致密的以α-Al2O3为主的保护膜，显著提高了DD98M合金的抗氧化性能。在氧化过程中，两种MCrAlY涂层与DD98M合金基体发生了互扩散。互扩散导致了NiCoCrAlY涂层试样中SRZ与TCP相的形成，但在NiCrAlY涂层试样中却并未发现。
(3) 涂层成分对SRZ和TCP相在高温氧化条件下的形成有非常重要的影响。对于NiCrAlY涂层试样，合金基体γ/γ′结构中γ′相的体积分数没有明显的增加，基体的化学组成与原始成分相比也没有发生明显的改变，因此抑制了SRZ的形成。NiCoCrAlY涂层试样的IDZ为单一的γ相，所形成的SRZ中析出了很多针状与颗粒状的μ-TCP相，这种TCP相主要富含Ni、W、Mo、Co和Cr等元素。
| [1] | ZHOU Y, GONG Y, CAI M, et al. Study on surface quality and subsurface recrystallization of nickel based single crystal superalloy in micro-grinding[J]. International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2017, 90(5-8): 1749-1768. |
| 点击浏览原文 | |
| [2] | RETTBERG L H, LAUX B, HE M Y, et al. Growth stresses in thermally grown oxides on nickel-based single-crystal alloys[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2016, 47(3): 1132-1142. |
| [3] | GAO Q, GONG Y D, ZHOU Y G, et al. Micro-milling forces test for single crystal nickel-based superalloy[J]. Journal of Northeastern University, 2017, 38(4): 542-545. |
| [4] | YUAN K, PENG R L, LI X H, et al. Some aspects of elemental behaviour in HVOF MCrAlY coatings in high-temperature oxidation[J]. Surface & Coatings Technology, 2015, 261(5): 86-101. |
| [5] | RHYS-JONES T N. Coatings for blade and vane application in gas turbines[J]. Corrosion Science, 1989, 6(9): 623-646. |
| [6] | NICHOLLS J R, STEPHENSON D J. High temperature coatings for gas turbines[J]. Surface Engineering, 1991, 3(6): 156-163. |
| [7] | LIU R D, JIANG S M, GUO C Q, et al. The alumina scale growth and interdiffusion behaviour of Pt modified AlSiY coating during cyclic oxidation[J]. Corrosion Science, 2016, 574(11): 368-375. |
| [8] | YANG J X, ZHENG Q, SUN X F, et al. Formation of μ phase during thermal exposure and its effect on the properties of K465 superalloy[J]. Scripta Materialia, 2006, 55(4): 331-334. |
| 点击浏览原文 | |
| [9] | LONG F, YOO Y S, JO C Y, et al. Formation of η and σ phase in three polycrystalline superalloys and their impact on tensile properties[J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 527(1-2): 361-369. |
| 点击浏览原文 | |
| [10] | CHENG K Y, JO C Y, JIN T, et al. Precipitation behavior of μ phase and creep rupture in single crystal superalloy CMSX-4[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2011, 509(25): 7078-7086. |
| [11] | TAN X P, HONG H U, CHOI B G, et al. Characterization of topologically close-packed phases in secondary reaction zone in a coated CMSX-4 single crystal Ni-based superalloy[J]. Journal of Materials Science, 2013, 48(3): 1085-1089. |
| 点击浏览原文 | |
| [12] | WANG D, PENG H, GONG S, et al. NiAlHf/Ru: Promising bond coat materials in thermal barrier coatings for advanced single crystal superalloys[J]. Corrosion Science, 2014, 78(1): 304-312. |
| [13] | RAE C M, REED R C. The precipitation of topologically close-packed phases in rhenium containing superalloys[J]. Acta Materialia, 2001, 49(19): 4113-4125. |
| 点击浏览原文 | |
| [14] | ZHONG J, LIU J, ZHOU X, et al. Thermal cyclic oxidation and interdiffusion of NiCoCrAlYHf coating on a Ni-based single crystal superalloy[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2016, 657(3): 616-625. |
| [15] | RETTIG R, SINGER R F. Numerical modelling of precipitation of topologically close-packed phases in nickel-base superalloys[J]. Acta Materialia, 2011, 59(1): 317-327. |
| 点击浏览原文 | |
| [16] | HAN G M, LI J G, TAO J, et al. High cycle fatigue behavior of a nickel-based single crystal superalloy DD98M at 900 ℃[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2012, 48(2): 170-175. |
| [17] | SHI L, XIN L, WANG F, et al. Oxidation behavior of sputtered DD98M nanorystalline coating at 1 000 ℃[J]. Oxidation of Metals, 2016, 86(3-4): 1-16. |
| 点击浏览原文 | |
| [18] | ANDERS A. Approaches to rid cathodic arc plasmas of macro- and nanoparticles: A review[J]. Surface & Coatings Technology, 1999, (120-121): 319-330. |
| [19] | LIANG T Q, GUO H B, PENG H, et al. Precipitation phases in the nickel-based superalloy DZ125 with YSZ/CoCrAlY thermal barrier coating[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2011, 509(7): 8542-8548. |
| [20] | WANG W Z, JIN T, LIU J L, et al. Role of Re and Co on microstructure and γ’ coarsening in single crystal superalloys[J]. Materials Science & Engineering A, 2008, 479(3): 148-156. |
| [21] | WHITTLE D P. High temperature oxidation of superalloys[M]. London: Applied Science Publishers, 1978: 109-111. |
| [22] | FELIX P. Deposition and corrosion in gas turbines[M]. London: Applied Science Publishers, 1972: 331-335. |
| [23] | LI M S. High temperature corrosion of metals[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2001: 3-13. |
| [24] | MACKAY R A, GABB T P, GARG A, et al. Influence of composition on microstructural parameters of single crystal nickel-base sueralloys[J]. Materials Characterization, 2012, 70(2): 83-100. |