CN108796461B

CN108796461B - 一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层及其制备方法

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Publication number: CN108796461B
Application number: CN201810632822.XA
Authority: CN
Inventors: 任盼; 阳颖飞; 李卫
Original assignee: Jinan University
Current assignee: Jinan University
Priority date: 2018-06-20
Filing date: 2018-06-20
Publication date: 2020-12-11
Anticipated expiration: 2038-06-20
Also published as: CN108796461A

Abstract

本发明公开了一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层及其制备方法。所述涂层包括面层和具有纳米柱状晶结构的底层，面层包括至少两个金属陶瓷亚层，具体包括金属母相和弥散分布的氮化物陶瓷相；沿所述复合金属陶瓷涂层表面至所述合金基体的方向，所述氮化物陶瓷相的掺杂量逐渐减少，其体积分数分布区间为0.1‑60％。所述涂层的制备方法为先采用磁控溅射来制备底层涂层，然后利用非平衡反应磁控溅射制备掺杂陶瓷相的面层。这样的结构使涂层的热膨胀系数从顶部到底部逐步增加，降低了热膨胀系数在涂层/氧化膜界面的跃变，从而缓解热循环过程中氧化膜中的热应力，增强涂层在热循环中抗氧化膜剥落的能力。

Description

一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层及其制备方法

技术领域

本发明属于高温防护涂层技术领域，具体涉及一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层及其制备方法。

背景技术

单晶高温合金作为涡轮发动机热端部件，不仅需要承受复杂的机械载荷，同时还需要承受苛刻环境下的氧化和腐蚀作用。目前，先进高温防护涂层材料技术已与新型高温结构材料技术、新型高效气冷叶片技术并列成为燃气涡轮发动机叶片三大关键技术。MCrAlY包覆涂层具有优秀的抗高温氧化和热腐蚀的作用，同时也可作为热障涂层的粘结层。

然而当涂层经历快速升温和降温时，表面氧化膜会出现开裂和剥落的现象。氧化膜的开裂和剥落不仅会大量消耗涂层中氧化膜形成元素，如Al和Cr，同时也会对粘接在其上的陶瓷隔热层产生不利影响。

高温防护涂层的另一重要问题是涂层底部富Al而顶部贫Al，这一元素分布特点对氧化膜的形成和生长不利，当涂层顶部Al含量低于某一临界值时，涂层将不能维持氧化膜的生长。

高温防护涂层在服役时面临的又一个问题是由于高温合金与涂层间成分存在差异，这导致合金与涂层内元素会在化学势驱动下互相扩散，这将导致合金基体内形成大量TCP相，降低合金的力学性能。研究表明，由于界面元素互扩散的影响，第四代单晶合金TMS-138的高温蠕变寿命缩短了86％。为解决这一问题，多种类型的扩散障被研究者提出。但扩散障的实际应用在制备成本、力学性能和阻挡性能等条件限制下还未发展成熟。因此发展具有抗氧化性、抗循环剥落性和抑制涂层与基体互扩散的高温防护涂层，是高温合金防护领域亟待解决的问题。

发明内容

为解决现有技术的缺点和不足之处，本发明提供了一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层及其制备方法。

其由以下技术方案实现：

一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层，包括面层和具有纳米柱状晶结构的底层，所述底层位于合金基体之上，所述面层位于所述底层之上；所述底层所含元素包括Ni、Cr和Al，所述面层所含元素包括Ni、Cr、Al和N；

所述面层包括至少两个金属陶瓷亚层，所述金属陶瓷亚层具体包括金属母相和弥散分布的氮化物陶瓷相；沿所述复合金属陶瓷涂层表面至所述合金基体的方向，所述金属陶瓷亚层的氮化物陶瓷相的体积分数逐渐减少，所述体积分数的分布区间为0.1-60％。

涂层的基体相包含耐高温的多组元合金或纯金属。

优选的，所述底层元素及其含量范围为Cr:15-30wt％，Al:5-35wt％，Y:0-0.5wt％，Hf:0-0.5wt％，Si:0-0.5wt％，余量为Ni和杂质，其中杂质含量不高于0.1wt％，所述含量均为底层中的平均含量；所述底层厚度为5-30μm。

优选的，所述面层晶粒尺寸小于100nm，厚度为15-40μm。

本发明所述复合金属陶瓷涂层的面层由于有低热膨胀系数的陶瓷相掺杂，且其浓度从外层至内层逐渐减少，从而使涂层的热膨胀系数从表层至内层逐步增加，缩小了涂层与氧化膜之间的热膨胀系数差值。由于热应力与两者的热膨胀系数差值成正比，因此在冷热循环时，涂层表面氧化膜所承受的热应力将会降低，展现出更强的抗热循环剥落的性能。

优选的，所述面层各元素及其含量范围为Ni:50-80wt％，N:0.1-10wt％，O:0-10wt％，Cr:10-30wt％，Al:5-30wt％，Y:0-0.5wt％，Hf:0-0.5wt％，Si:0-0.5wt％，杂质含量不高于0.1wt％，所述含量均为面层中的平均含量，且面层中各元素含量之和为100wt％。

更优选的，当所述面层具有两个金属陶瓷亚层时，接近所述复合金属陶瓷涂层表面的亚层中各元素及其含量范围为:Ni:50-70wt％，N:5-10wt％，O:0-10wt％，Cr:10-30wt％，Al:5-30wt％，Y:0-0.5wt％，Hf:0-0.5wt％，Si:0-0.5wt％，杂质含量不高于0.1wt％，且AlN体积分数为12～15％；接近所述合金基体的亚层中各元素及其含量范围为:Ni:60-80wt％，N:0.1-5wt％，O:0-5wt％，Cr:10-30wt％，Al:5-30wt％，Y:0-0.5wt％，Hf:0-0.5wt％，Si:0-0.5wt％，杂质含量不高于0.1wt％，且AlN体积分数为28～33％；所述含量均为每个亚层中的平均含量，且每个亚层中各元素含量之和为100wt％。

本发明所述的复合金属陶瓷涂层底层具有纳米柱状晶结构，该结构有利于Cr元素向涂层/基体界面扩散，并在界面形成连续的Cr₂₃C₆相，抑制元素的互扩散行为。

一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层的制备方法，先采用磁控溅射来制备底层涂层，然后根据所需陶瓷相掺杂量通入分压为0.02-0.2Pa的氮气，利用非平衡反应磁控溅射制备掺杂陶瓷相的面层涂层，从而得到所述用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层。随着沉积腔室内氮气分压提高，氮化物的沉积量也会上升。

优选的，所述磁控溅射的具体工艺参数为：

真空度：P<6×10^-3Pa；

功率：2000W

氩气分压：0.1-0.2Pa

合金基体温度：180-220℃

沉积时间：1-6小时。

优选的，所述非平衡反应磁控溅射的具体工艺参数为：

沉积电流：6-8A

占空比：50-90％

频率：30-50KHz

合金基体温度：180-220℃

沉积时间：1-6小时。

优选的，所述磁控溅射采用的靶材成分为：25wt％Cr，10wt％Al，0.5wt％Y，0.5wt％Hf，0.5wt％Si，余量为Ni和杂质，其中杂质含量不高于0.1wt％。

本发明相对于现有技术至少具有如下的优点及效果：

1.本发明所述复合金属陶瓷涂层以金属相作为基体相，以纳米尺度的陶瓷相作为强化相，陶瓷相的体积分数在制备过程中可控制。这样的结构使涂层的热膨胀系数从顶部到底部逐步增加，降低了热膨胀系数在涂层/氧化膜界面的跃变，从而缓解热循环过程中氧化膜中的热应力，增强涂层在热循环中抗氧化膜剥落的能力。

2.本发明所述复合金属陶瓷涂层底层和面层均由磁控溅射制备，具有纳米柱状晶结构；该结构可以为元素扩散提供大量快速扩散通道，有利于涂层内部的Al元素向涂层顶部扩散以维持氧化膜的形成和生长。

3.本发明所述复合金属陶瓷涂层面层中由于有陶瓷相的掺杂使得该涂层具有较高的显微硬度、耐磨性；同时该涂层有良好的抗高温氧化性能。

4.本发明所述纳米柱状晶复合金属陶瓷涂层底层在高温使用过程中，Cr元素会通过纳米柱状晶晶界快速扩散至界面处，并与合金中的C元素反应形成Cr₂₃C₆相，该相会随时间延长形成连续的阻挡层，对合金与涂层间元素的互扩散起到抑制作用。

5.本发明所述复合金属陶瓷涂层解决了现有MCrAlY涂层抗热循环剥落性能差、高温服役下合金基体与涂层内元素发生互扩散的难题。涂层制备工艺简单，可在单一设备中连续完成所有制备步骤，具有较高的生产效率。

附图说明

图1为实施例1制备的复合金属陶瓷涂层截面SEM图片。

图2为实施例1制备的复合金属陶瓷涂层在1000℃真空退火1h后的截面形貌。

图3为实施例1制备的复合金属陶瓷涂层在1000℃氧化20h后的SEM截面图片。

图4为实施例1制备的复合金属陶瓷涂层在1000℃氧化100h后的TEM界面图片和元素面分布图。

图5为实施例2制备的复合金属陶瓷涂层沉积态的TEM图片。

图6为实施例2制备的复合金属陶瓷涂层经过1000℃氧化100h的SEM界面照片。

图7为实施例3制备的复合金属陶瓷涂层在1000℃的氧化动力学曲线。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步详细的描述，但本发明的实施方式不限于此。

实施例1

以二代单晶高温合金N5为合金基体样品，采用磁控溅射在合金N5表面制备纳米晶NiCrAlYHfSi底层，然后加入反应气体N₂，并通过控制N₂在沉积过程中的通入量来制备复合金属陶瓷涂层的面层，具体的制备工艺如下：

(1)采用真空熔炼的方法制备N5单晶合金和NiCrAlYSiHf靶材，所述靶材成分为：25wt％Cr，10wt％Al，0.5wt％Y，0.5wt％Hf，0.5wt％Si，余量为Ni。

(2)镀膜前，将合金利用砂纸对样品进行打磨处理，然后利用规格为2.5μm的金刚石抛光膏进行机械抛光，最后分别用丙酮和酒精对样品进行超声清洗，吹干备用。

(3)采用磁控溅射在N5合金表面制备纳米柱状晶NiCrAlYHfSi底层，具体参数为：

靶材：NiCrAlYSiHf合金靶材

真空度：P<6×10^-3Pa

功率：2000W

氩气分压：0.1Pa

合金基体温度：200℃

沉积时间：3小时

(4)在上述沉积之后，通入反应气体N₂，制备陶瓷相掺杂的金属陶瓷复合涂层面层，制备过程的具体参数为：

沉积电流：7A

占空比：80％

频率：40KHz

合金基体温度：200℃

N₂分压：前2.5h为0.1Pa，后1.5h为0.13Pa

反应时间：共4小时。

之后等样品冷却后，将样品取出获得其复合金属陶瓷。其复合金属陶瓷涂层截面SEM图片如图1所示，沉积态的复合金属陶瓷涂层底层与面层没有明显的界限，涂层整体厚度为30-35μm，其中底层厚度为17-20μm，面层厚度为13-18μm。合金基体与涂层之间有明显的界面，两者结合良好。涂层面层的STEM明场相显示，涂层面层晶粒尺寸小于20nm。

实施例1所得金属陶瓷涂层，利用能谱分析检测各层涂层的主要元素含量，面层中沿金属陶瓷涂层表面至合金基体的方向，两个亚层的主要元素含量分别为59Ni–22Cr–11Al–8N(wt％)；62Ni–24Cr–11Al–3N(wt％)；底层的元素含量为：63Ni–26Cr–11Al(wt％)。因能谱分析精度有限，未能检测出其余微量元素。

实施例1所得的复合金属陶瓷涂层在1000℃下真空退火1h后，涂层的截面形貌如图2所示。涂层经过退火后，AlN相聚集长大并随机分布于面层中。根据AlN相在截面形貌中所占面积分数估算其体积分数可得，两亚层中AlN的体积分数分别为：33vol.％，12vol.％。AlN相的尺寸小于1μm，面层与底层间存在明显的界面。退火后合金基体样品一侧没有TCP相出现。

实施例1所得的复合金属陶瓷涂层在1000℃恒温氧化20h后，截面形貌如图3所示。可以看出涂层经过高温氧化后表面形成一层致密的Al₂O₃膜，在涂层的面层内AlN相分布从顶部到底部存在梯度。氧化20h后涂层增重为0.19mg/cm²。同时可以看出，经过20h氧化后合金内没有出现TCP相，涂层与合金界面清晰，无裂纹或开裂出现。

实施例1所得复合金属陶瓷涂层经过1000℃氧化100h后，在界面处形成连续的Cr₂₃C₆相阻挡层，其微观形貌如图4所示。可以看出该连续的Cr₂₃C₆阻挡层厚度约为250-350nm，Cr₂₃C₆相主要聚集在界面处靠近涂层一侧，并将涂层与合金基体隔离。

实施例2

实验条件和步骤参见实施例1，与实施例1不同的是，合金基体样品是K417G，面层沉积过程中N₂分压为：前2h为0.1Pa，后1.5h为0.12Pa；面层总厚度为12-14μm，底层厚度为15-18μm，沿涂层表层至基体样品的方向，面层中两亚层中AlN的体积分数分别为：28vol.％，15vol.％。图5为涂层面层纳米尺度下的微观形貌，可以看出面层晶粒尺寸在4-10nm。利用能谱分析检测涂层含有氮化物的两个亚层内主要元素含量为59Ni–23Cr–11Al–7N(wt.％)；62Ni–23Cr–11Al–4N(wt.％)。图6为其复合金属陶瓷涂层经过1000℃氧化100h的SEM界面图片，由图6可以看到，在涂层与合金的界面处有明显的Cr₂₃C₆相阻挡层形成，在合金一侧没有出现互扩散区和二次反应区。该扩散阻挡层经过热震测试后表明，该阻挡层与金属基体和涂层有良好的兼容性，不会在热震实验中出现失效行为。由图6可以看到，经过1000℃氧化100h后，涂层表面形成了连续致密的α-Al₂O₃膜，厚度约为2μm。

实施例3

实验条件和步骤参见实施例1，与实施例1不同的是，以镍基高温合金K438为基体，面层沉积过程中N₂分压为前2h为0.1Pa，后1.5h为0.13Pa，共沉积3.5小时；面层总厚度10-12μm，底层厚度为15-18μm。能谱分析检测显示，沿涂层表层至基体样品的方向，面层的两个亚层内主要元素含量为59Ni–22Cr–11Al–7N(wt.％)和62Ni–24Cr–11Al–3N(wt.％)。涂层经过1000℃退火1h后主要组成相为γ/γ’和AlN相。将表面氧化物去除后测量涂层的硬度，其硬度范围约为740±5HV。根据图7可知，涂层经过在1000℃氧化100h后，涂层表面形成了连续、致密的氧化铝膜，复合金属陶瓷涂层增重为0.46mg/cm²，相比之下利用电弧离子镀制备的NiCrAlY涂层其氧化同样时间增重为0.62mg/cm²。

上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层，其特征在于，包括面层和具有纳米柱状晶结构的底层，所述底层位于合金基体之上，所述面层位于所述底层之上；所述底层所含元素包括Ni、Cr和Al，所述面层所含元素包括Ni、Cr、Al和N；

所述面层包括至少两个金属陶瓷亚层，所述金属陶瓷亚层具体包括金属母相和弥散分布的氮化物陶瓷相；沿所述复合金属陶瓷涂层表面至所述合金基体的方向，所述金属陶瓷亚层的氮化物陶瓷相的体积分数逐渐减少，所述体积分数的分布区间为0.1-60%；

所述底层元素及其含量范围为Cr:15-30wt%，Al:5-35wt%，Y:0-0.5wt%，Hf:0-0.5wt%，Si: 0-0.5wt%，余量为Ni和杂质，杂质含量不高于0.1wt%，所述含量均为底层中的平均含量；

所述面层各元素及其含量范围为Ni: 50-80wt%，N: 0.1-10wt%，O: 0-10wt%，Cr: 10-30wt%，Al: 5-30wt%，Y: 0-0.5wt%，Hf: 0-0.5wt%，Si: 0-0.5wt%，杂质含量不高于0.1wt%，所述含量均为面层中的平均含量，且面层各元素含量之和为100wt%。

2.根据权利要求1所述的一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层，其特征在于，所述底层厚度为5-30 μm。

3.根据权利要求1所述的一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层，其特征在于，所述面层晶粒尺寸小于100nm。

4.根据权利要求1所述的一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层，其特征在于，所述面层厚度为15-40 μm。

5.根据权利要求4所述的一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层，其特征在于，当所述面层具有两个金属陶瓷亚层时，接近所述复合金属陶瓷涂层表面的亚层中各元素及其含量范围为: Ni: 50-70wt%，N: 5-10wt%，O: 0-10wt%，Cr: 10-30wt%，Al: 5-30wt%，Y: 0-0.5wt%，Hf: 0-0.5wt%，Si: 0-0.5wt%，杂质含量不高于0.1wt%，且AlN体积分数为12~15%；接近所述合金基体的亚层中各元素及其含量范围为: Ni: 60-80wt%，N: 0.1-5wt%，O: 0-5wt%，Cr: 10-30wt%，Al: 5-30wt%，Y: 0-0.5wt%，Hf: 0-0.5wt%，Si: 0-0.5wt%，杂质含量不高于0.1wt%，且AlN体积分数为28~33%；所述含量均为每个亚层中的平均含量，且每个亚层中各元素含量之和为100wt%。

6.权利要求1所述的用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，先采用磁控溅射在合金基体表面制备底层涂层，然后通入分压为0.02-0.2Pa的氮气，利用非平衡反应磁控溅射制备掺杂陶瓷相的面层涂层，从而得到所述用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层。

7.根据权利要求6所述的一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，所述磁控溅射的具体工艺参数为：

真空度：P<6×10^-3Pa；

功率：2000W

氩气分压：0.1-0.2Pa

合金基体温度：180-220℃

沉积时间：1-6小时。

8.根据权利要求6所述的一种用于高温合金防护的复合金属陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，所述非平衡反应磁控溅射的具体工艺参数为：

沉积电流：6-8A

占空比：50-90%

频率：30-50kHz

合金基体温度：180-220℃

沉积时间：1-6小时。

9.根据权利要求6的所述制备方法，其特征在于，所述磁控溅射采用的靶材成分为：25wt%Cr，10wt%Al，0.5wt%Y，0.5wt%Hf，0.5wt%Si，余量为Ni和杂质，其中杂质含量不高于0.1wt%。