CN111485197A - 一种γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层及其制备方法 - Google Patents
一种γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层及其制备方法 Download PDFInfo
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Abstract
本发明公开了一种γ‑TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层及其制备方法，属于防护涂层技术领域。涂层为TiAlSiN或CrAlSiN涂层，采用真空物理气相沉积的方法制备。本发明所述涂层高温热暴露过程中涂层表面氧化膜中能够形成连续的Al2O3层，兼具较好的抗高温氧化和抗冲蚀性能，而且由于高温下涂层与γ‑TiAl基合金界面能原位生成Ti5Si3等扩散阻挡层，因此涂层与合金之间的互扩散非常轻微，涂层服役寿命大幅提高。
Description
技术领域
本发明涉及防护涂层技术领域，具体涉及一种γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层及其制备方法。
背景技术
γ-TiAl基合金重量轻、强度高，作为结构材料在航空、能源、汽车等行业都有很好的应用前景。但是，当其作为高温结构材料，例如发动机的叶片材料在800℃及以上温度使用时，表面形成较厚的氧化钛和氧化铝混合氧化物膜，抗氧化性能明显下降，而且在高温氧化环境中热暴露后，氧在合金表面的固溶导致合金脆性增大。表面预处理或施加防护涂层可显著提高γ-TiAl基合金的抗高温氧化性能，例如在γ-TiAl基合金表面施加MCrAlY涂层，TiAlCr涂层，TiAlN和CrAlN涂层、渗铝或铝硅等，以及卤化处理(Halogen effect)等。其中，氮化物涂层不仅具有较好的抗高温氧化性能，还具有较高的硬度，作为γ-TiAl基合金的抗高温腐蚀冲蚀涂层独具优势。但是，到目前为止，关于氮化物涂层对γ-TiAl基合金抗高温氧化性能影响的研究结果表明[参见文献：①
M,Braun R,LeyensC.Oxidation resistant coatings in combination with thermal barrier coatingsonγ-TiAl alloys for high temperature applications.Surface&CoatingsTechnology,2006,201:3911–3917；②Moser M,Mayrhofer P H,Clemens H.On theinfluence of coating and oxidation on the mechanical properties of aγ-TiAlbased alloy.Intermetallics,2008,16:1206–1211；③Braun R,Rovere F,Mayrhofer PH,et al.Environmental protection ofγ-TiAl based alloy Ti-45Al-8Nb by CrAlYNthin films and thermal barrier coatings.Intermetallics,2010,18:479–486]，虽然CrAlYN和TiAlCrYN等涂层在800℃-900℃一定程度上提高了γ-TiAl基合金的抗高温氧化性能，但高温下尤其是850℃以上时，氮化物涂层中N向γ-TiAl基合金中扩散严重，致使涂层退化分解，同时合金表层形成较厚的氮化物层，氮化物涂层的抗氧化性能明显降低。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术的不足之处，提供一种γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层及其制备方法，本发明的抗高温腐蚀冲蚀涂层为含少量Si的氮化物涂层，具体为TiAlSiN或CrAlSiN涂层。TiAlSiN或CrAlSiN硬度高，而且高温热暴露过程中涂层表面氧化膜中能够形成连续的Al2O3层，抗高温氧化性能好，因此可显著地提高γ-TiAl基合金的抗高温腐蚀冲蚀性能，同时，在高温热暴露过程中涂层中的Si的内扩散可促使氮化物涂层和γ-TiAl基合金界面原位形成Ti5Si3等扩散阻挡层，该扩散阻挡层可有效抑制氮化物涂层与γ-TiAl合金基材的互扩散，尤其是氮的内扩散，明显降低涂层退化速率，因此，涂层的服役寿命大幅提高。
为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
一种γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层，该抗高温腐蚀冲蚀涂层为TiAlSiN涂层或CrAlSiN涂层，制备于γ-TiAl基合金基体表面。
所述TiAlSiN涂层中各元素原子比例关系为：Al/(Ti+Al+Si)＝0.3～0.6，Si/(Ti+Al+Si)＝0.05～0.2，N/(N+Ti+Al+Si)＝0.45～0.55；
所述CrAlSiN涂层中各元素原子比例关系为：Al/(Cr+Al+Si)＝0.3～0.6，Si/(Cr+Al+Si)＝0.05～0.2，N/(N+Cr+Al+Si)＝0.45～0.55。
该抗高温腐蚀冲蚀涂层的厚度4～20μm，硬度2500Hv以上。
采用真空物理气相沉积方法在基体上制备所述抗高温腐蚀冲蚀涂层，该方法具体包括如下步骤：
(1)合金靶材准备及工件安装：使用TiAlSi或CrAlSi靶材，γ-TiAl基合金基体悬挂于正对靶材的样品架上自转；
(2)在多弧离子镀设备中沉积涂层，沉积过程如下：
当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa～1.0×10-2Pa后，通入氩气，压强0.2～1.0Pa，施加-800V～-900V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物；关闭氩气，然后通入氮气，沉积相应于靶材的TiAlSiN或CrAlSiN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A～150A，N2压强1.0Pa～2.0Pa，偏压-150V～-600V，占空比20％～60％，通过改变沉积时间控制涂层厚度。
所述基体镀膜前先进行打磨、镜面抛光处理，然后在丙酮和酒精混合液中超声清洗，吹干待用。
本发明的优点和有益效果如下：
1、本发明中制备的抗高温腐蚀冲蚀TiAlSiN或CrAlSiN涂层，硬度可达2500Hv或以上，具有较好的耐磨和抗冲蚀性能；同时，高温氧化过程中涂层中Si可促进表面氧化膜中形成连续的Al2O3或(和)Cr2O3层，因此，涂层兼具优良的抗高温氧化性能。通过调节弧电流、基片偏压、基片温度、氮分压、沉积时间等沉积参数，以及调整靶材成分，可获得满足硬度、厚度、成分、抗高温氧化、抗冲蚀性能等不同需求的涂层。
2、本发明中制备的抗高温腐蚀冲蚀涂层，由于涂层中含有少量的Si，在高温热暴露过程中，Si的内扩散促使涂层/γ-TiAl合金界面原位形成Ti5Si3等扩散阻挡层。高温热暴露过程中，由于存在浓度梯度，氮化物涂层中的N、Si向TiAl基材中扩散，由于Si与Ti有极强的亲和力，高温下，反应5TiAl+3Si→Ti5Si3+5Al的吉布斯自由能的变化为负值，因此，热暴露初期就在涂层/γ-TiAl合金界面形成一层薄而连续的Ti5Si3为主的扩散阻挡层，该层可抑制涂层与基材的互扩散，尤其是氮在γ-TiAl合金中的内扩散，明显降低了涂层退化速率，因此，大幅提高涂层的服役寿命。
3、本发明中制备的抗高温腐蚀冲蚀涂层，采用真空物理气相沉积的方法制备，制备过程中无有害物质的使用，且能量利用效率高，具有环境友好及能耗低的特点。
4、本发明适用于γ-TiAl基合金。
附图说明
图1为实施例1中采用多弧离子镀技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金上涂镀的Ti0.6Al0.3Si0.1N涂层SEM截面形貌。
图2为实施例1中采用多弧离子镀技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金上涂镀的Ti0.6Al0.3Si0.1N涂层800℃空气中循环氧化300小时后SEM截面形貌。
图3为实施例2中采用多弧离子镀技术在Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni合金上涂镀的Ti0.5Al0.45Si0.05N涂层800℃空气中循环氧化300小时后SEM截面形貌。
图4为实施例3中采用多弧离子镀技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金上涂镀的Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层850℃空气中循环氧化300小时后SEM截面形貌。
图5为实施例4中采用多弧离子镀技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金上涂镀的Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层900℃空气中循环氧化300小时后测试结果；其中：(a)SEM截面形貌；(b)电子探针元素线扫描。
图6为比较例1中Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni合金800℃空气中循环氧化300小时后SEM截面形貌。
图7为比较例2中采用多弧离子镀技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金上涂镀的Ti0.5Al0.5N涂层850℃空气中氧化20小时后SEM截面形貌。
图8为比较例3中采用多弧离子镀技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金上涂镀的Ti0.5Al0.5N涂层900℃氮气中退火100小时后SEM截面形貌。
具体实施方式
为了进一步理解本发明，以下结合实例对本发明进行描述，但实例仅为对本发明的特点和优点做进一步阐述，而不是对本发明权利要求的限制。
实施例1
以γ-TiAl基合金Ti-48Al-2Cr-2Nb(原子分数，at.％)为基材，采用多弧离子镀方法制备Ti0.6Al0.3Si0.1N抗高温腐蚀冲蚀涂层。
(1)准备合金靶材：采用真空熔炼方法制备的TiAlSi多元合金靶材作为阴极靶，TiAlSi合金靶材成份为Ti60-Al30-Si10(at.％)。
(2)工件前处理：将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。
(3)涂层涂镀：用多弧离子镀设备沉积TiAlSiN涂层。TiAl样品悬挂于正对TiAlSi靶的样品架上自转，当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa后，通入氩气，压强0.2Pa，施加-800V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物。然后通入氮气，沉积TiAlSiN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A，N2压强2.0Pa，偏压-450V，占空比20％，沉积时间110分钟。
沉积后涂层的截面形貌见图1，可见Ti0.6Al0.3Si0.1N层的厚度约12μm。XRD分析表明Ti0.6Al0.3Si0.1N涂层为立方TiN结构，EDS分析表明沉积态Ti0.6Al0.3Si0.1N涂层中金属组元的成分与靶材的名义成分相差不大。显微硬度仪测量的Ti0.6Al0.3Si0.1N涂层的截面硬度约为4342Hv。800℃循环氧化300小时后，涂层表面氧化膜较薄(见图2)，XRD分析表明氧化膜主要由TiO2和α-Al2O3组成，电子探针分析表明氧化膜分层，表层为以连续的Al2O3为主的氧化膜，内层为以TiO2为主的氧化膜。氧化后涂层的衍射峰依然很强，说明涂层未发生明显退化。氧化过程中涂层和γ-TiAl基合金发生了轻微的互扩散。能谱、电子探针分析表明，在TiAlSiN底部形成Ti-N富集层，说明合金中Ti向涂层中扩散；紧邻涂层的合金中(图2中(Ⅱ)所指区域)检测到N，而且Al含量相对合金中Al含量低，说明涂层中的N向合金中扩散并与之反应，形成了Ti2AlN；白亮层(图2中(Ⅰ)所指区域)富Cr、Si；从白亮层开始到合金内部能谱分析未能检测到N，说明Cr、Si富集层抑制了N向合金内部的扩散。透射电镜Cr、Si富集层的选区衍射图谱表明该层主要为Ti5Si3相，Cr可能固溶于Ti5Si3相中。高温热暴露过程中，由于涂层/合金界面存在浓度梯度，氮化物涂层中的N和Si向TiAl基材中扩散，合金基材中的Ti、Cr等向涂层中扩散。由于Si与Ti有极强的亲和力，高温下，反应5TiAl+3Si→Ti5Si3+5Al的吉布斯自由能的变化为负值，因此热暴露初期就在涂层/γ-TiAl合金界面形成一层薄而连续的以Ti5Si3为主的扩散阻挡层(图2中(Ⅰ)所指白亮层)，该层可抑制涂层与基材的互扩散，尤其是氮在γ-TiAl合金中的内扩散，明显降低了涂层退化速率。可见，800℃长时间热暴露后，Ti0.6Al0.3Si0.1N涂层与合金基材的互扩散轻微，涂层未发生明显退化，涂层表面氧化膜中形成了连续的Al2O3层，氧化膜较薄、粘附性好，涂层表现出较好的抗氧化性能。
实施例2
以γ-TiAl基合金Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni(原子分数，at.％)为基材，采用多弧离子镀方法制备Ti0.5Al0.45Si0.05N抗高温腐蚀冲蚀涂层。
(1)合金靶材制备，采用真空熔炼方法制备的TiAlSi多元合金靶材作为阴极靶，TiAlSi合金靶材成份为Ti50-Al45-Si5(at.％)。
(2)工件前处理，将Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。
(3)涂层涂镀，用多弧离子镀设备沉积TiAlSiN涂层。TiAl样品悬挂于正对TiAlSi靶的样品架上自转，当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa后，通入氩气，压强0.2Pa，施加-800V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物。然后通入氮气，沉积TiAlSiN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A，N2压强2.0Pa，偏压-450V，占空比20％，沉积时间90分钟。
从沉积后涂层的截面形貌可见，Ti0.5Al0.45Si0.05N层的厚度约11μm。XRD分析表明Ti0.5Al0.45Si0.05N涂层为立方TiN结构，EDS分析表明沉积态Ti0.5Al0.45Si0.05N涂层中金属组元的成分与靶材的名义成分相差不大。显微硬度仪测量的Ti0.5Al0.45Si0.05N涂层的截面硬度约为3299Hv。800℃循环氧化300小时后，涂层表面氧化膜很薄(见图3)，XRD分析表明氧化膜主要由TiO2和α-Al2O3组成，电子探针分析表明氧化膜分层，表层为以连续的Al2O3为主的氧化膜，内层为以TiO2为主的氧化膜。氧化后涂层的衍射峰依然很强，说明涂层未发生明显退化。氧化过程中涂层和γ-TiAl基合金发生了轻微的互扩散。能谱、电子探针分析表明，在TiAlSiN底部形成Ti-N富集层，说明合金中Ti向涂层中扩散；紧邻涂层的合金中(图3中(Ⅱ)所指区域)检测到N，而且Al含量相对合金中Al含量低，说明涂层中的N向合金中扩散并与之反应，形成了Ti2AlN；白亮层(图3中(Ⅰ)所指区域)富Ni、Si；从白亮层开始到合金内部能谱分析未能检测到N，说明Ni、Si富集层抑制了N向合金内部的扩散。Ni、Si富集层可能主要为Ti5Si3相，Ni可能固溶于Ti5Si3相中。高温热暴露过程中，由于涂层/合金界面存在浓度梯度，氮化物涂层中的N和Si向TiAl基材中扩散，合金基材中的Ti、Ni等向涂层中扩散。由于Si与Ti有极强的亲和力，高温下，反应5TiAl+3Si→Ti5Si3+5Al的吉布斯自由能的变化为负值，因此热暴露初期就在涂层/γ-TiAl合金界面形成一层薄而连续的以Ti5Si3为主的扩散阻挡层(图3中1所指白亮层)，该层可抑制涂层与基材的互扩散，尤其是氮在γ-TiAl合金中的内扩散，明显降低了涂层退化速率。因此，本研究中，800℃长时间热暴露后，Ti0.5Al0.45Si0.05N涂层与合金基材的互扩散轻微，涂层未发生明显退化，涂层表面氧化膜中形成了连续的Al2O3层，氧化膜薄、粘附性好，涂层表现出优良的抗氧化性能。
在冲蚀试验机上测量了涂层样品的抗固体颗粒冲蚀性能，采取的试验条件如下：压力0.55MPa、氧化铝粒度0.325mm，砂流量30g/min，喷嘴直径4.0mm，喷距40mm，攻角30o，涂层样品的冲蚀非常轻微，冲蚀后涂层样品的质量损失率在0.1mg/min以下。涂层表现出优良的抗固体颗粒冲蚀性能。
实施例3
以γ-TiAl基合金Ti-48Al-2Cr-2Nb(原子分数，at.％)为基材，采用多弧离子镀方法制备Ti0.5Al0.4Si0.1N抗高温腐蚀冲蚀涂层。
(1)合金靶材制备，采用真空熔炼方法制备的TiAlSi多元合金靶材作为阴极靶，TiAlSi合金靶材成份为Ti50-Al40-Si10(at.％)。
(2)工件前处理，将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。
(3)涂层涂镀，用多弧离子镀设备沉积TiAlSiN涂层。TiAl样品悬挂于正对TiAlSi靶的样品架上自转，当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa后，通入氩气，压强0.2Pa，施加-800V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物。然后通入氮气，沉积TiAlSiN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A，N2压强2.0Pa，偏压-450V，占空比20％，沉积时间90分钟。
从沉积后涂层的截面形貌可见，Ti0.5Al0.4Si0.1N层的厚度约11μm。XRD分析表明Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层为立方TiN结构，EDS分析表明沉积态Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层中金属组元的成分与靶材的名义成分相差不大。显微硬度仪测量的Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层的截面硬度约为3327Hv。850℃循环氧化300小时后，涂层表面氧化膜很薄(见图4)，XRD分析表明氧化膜主要由TiO2和α-Al2O3组成，电子探针分析表明氧化膜分层，表层为以连续的Al2O3为主的氧化膜，内层为以TiO2为主的氧化膜。氧化后涂层的衍射峰依然很强，说明涂层未发生明显退化。氧化过程中涂层和γ-TiAl基合金发生了轻微的互扩散。能谱、电子探针分析表明，在TiAlSiN底部形成Ti-N富集层，说明合金中Ti向涂层中扩散；紧邻涂层的合金中(图4中(Ⅱ)所指区域)检测到N，而且Al含量相对合金中Al含量低，说明涂层中的N向合金中扩散并与之反应，形成了Ti2AlN；白亮层(图4中(Ⅰ)所指区域)富Cr、Si；从白亮层开始到合金内部能谱分析未能检测到N，说明Cr、Si富集层抑制了N向合金内部的扩散。透射电镜Cr、Si富集层的选区衍射图谱表明该层主要为Ti5Si3相，Cr可能固溶于Ti5Si3相中。高温热暴露过程中，由于涂层/合金界面存在浓度梯度，氮化物涂层中的N和Si向TiAl基材中扩散，合金基材中的Ti、Cr等向涂层中扩散。由于Si与Ti有极强的亲和力，高温下，反应5TiAl+3Si→Ti5Si3+5Al的吉布斯自由能的变化为负值，因此热暴露初期就在涂层/γ-TiAl合金界面形成一层薄而连续的以Ti5Si3为主的扩散阻挡层(图4中(Ⅰ)所指白亮层)，该层可抑制涂层与基材的互扩散，尤其是氮在γ-TiAl合金中的内扩散，明显降低了涂层退化速率。可见，850℃长时间热暴露后，Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层与合金基材的互扩散轻微，涂层未发生明显退化，涂层表面氧化膜中形成了连续的Al2O3层，氧化膜薄、粘附性好，涂层表现出优良的抗氧化性能。
实施例4
以γ-TiAl基合金Ti-48Al-2Cr-2Nb(原子分数，at.％)为基材，采用多弧离子镀方法制备Ti0.5Al0.4Si0.1N抗高温腐蚀冲蚀涂层。
(1)合金靶材制备，采用真空熔炼方法制备的TiAlSi多元合金靶材作为阴极靶，TiAlSi合金靶材成份为Ti50-Al40-Si10(at.％)。
(2)工件前处理，将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。
(3)涂层涂镀，用多弧离子镀设备沉积TiAlSiN涂层。TiAl样品悬挂于正对TiAlSi靶的样品架上自转，当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa后，通入氩气，压强0.2Pa，施加-800V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物。然后通入氮气，沉积TiAlSiN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A，N2压强2.0Pa，偏压-450V，占空比20％，沉积时间90分钟。
从沉积后涂层的截面形貌可见，Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层的厚度约11μm。XRD分析表明TiAlSiN涂层为立方TiN结构，EDS分析表明沉积态涂层金属组元的成分与靶材的名义成分相差不大。显微硬度仪测量的TiAlSiN涂层的截面硬度约为3327Hv。900℃循环氧化300小时后，涂层表面氧化膜很薄(见图5)，XRD分析表明氧化膜主要由TiO2和α-Al2O3组成，电子探针分析表明氧化膜分层，表层为以连续的Al2O3为主的氧化膜，内层为以TiO2为主的氧化膜。氧化后涂层的衍射峰依然很强，说明涂层未发生明显退化。氧化过程中涂层和γ-TiAl基合金发生了轻微的互扩散。能谱、电子探针分析表明，在TiAlSiN底部形成Ti-N富集层，说明合金中Ti向涂层中扩散；紧邻涂层的合金中(图5中(Ⅱ)所指区域)检测到N，而且Al含量相对合金中Al含量低，说明涂层中的N向合金中扩散并与之反应，形成了Ti2AlN；白亮层(图5中(Ⅰ)所指区域)富Cr、Si；从白亮层开始到合金内部能谱分析未能检测到N，说明Cr、Si富集层抑制了N向合金内部的扩散。透射电镜Cr、Si富集层的选区衍射图谱表明该层主要为Ti5Si3相，Cr可能固溶于Ti5Si3相中。高温热暴露过程中，由于涂层/合金界面存在浓度梯度，氮化物涂层中的N和Si向TiAl基材中扩散，合金基材中的Ti、Cr等向涂层中扩散。由于Si与Ti有极强的亲和力，高温下，反应5TiAl+3Si→Ti5Si3+5Al的吉布斯自由能的变化为负值，因此热暴露初期就在涂层/γ-TiAl合金界面形成一层薄而连续的以Ti5Si3为主的扩散阻挡层(图5中(Ⅰ)所指白亮层)，该层可抑制涂层与基材的互扩散，尤其是氮在γ-TiAl合金中的内扩散，明显降低了涂层退化速率。可见，900℃长时间热暴露后，Ti0.5Al0.4Si0.1N涂层与合金基材的互扩散轻微，涂层未发生明显退化，涂层表面氧化膜中形成了连续的Al2O3层，氧化膜薄、粘附性好，涂层表现出优良的抗氧化性能。
比较例1
对比研究了γ-TiAl基合金Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni在800℃抗氧化性能以及抗冲蚀性能。
将Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。对上述合金样品在800℃空气中进行循环氧化试验，从氧化动力学曲线看，Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni合金样品前100小时氧化速率增幅较大，最高可达4mg/cm2,，氧化100小时后开始出现连续失重，表明氧化膜剥落严重。XRD分析表明，氧化300小时后合金样品表面氧化膜主要由TiO2和α-Al2O3组成，图6给出了合金样品800℃循环氧化300小时后的截面形貌，可见氧化膜非常厚，分层，而且剥落严重。EDS分析表明氧化膜最上层为氧化铝和氧化钛的混合氧化层，其下为氧化钛层，然后为氧化铝和氧化钛的混合氧化层，图6中氧化膜中颜色越深的区域氧化铝含量越高，颜色越浅的区域氧化钛含量越高。由于Al的选择性氧化，合金表面形成了一层贫Al富Ti层。可见，800℃时合金样品的抗氧化性能已经很差。在冲蚀试验机上测量了合金样品的抗固体颗粒冲蚀性能，采取的试验条件如下：压力0.55MPa、氧化铝粒度0.325mm，砂流量30g/min，喷嘴直径4.0mm，喷距40mm，攻角30o，冲蚀时间5min。冲蚀后合金样品表面形成了椭圆形的冲蚀坑，冲蚀后合金样品的平均质量损失率约为1.59mg/min。
比较例2
以γ-TiAl基合金Ti-48Al-2Cr-2Nb(原子分数，at.％)为基材，采用多弧离子镀方法制备Ti0.5Al0.5N涂层。
(1)合金靶材制备，采用真空熔炼方法制备的TiAl二元合金靶材作为阴极靶，TiAl合金靶材成份为Ti50-Al50(at.％)。
(2)工件前处理，将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。
(3)涂层涂镀，用多弧离子镀设备沉积TiAlN涂层。TiAl样品悬挂于正对TiAl靶的样品架上自转，当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa后，通入氩气，压强0.2Pa，施加-800V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物。然后通入氮气，沉积TiAlN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A，N2压强2.0Pa，偏压-450V，占空比20％，沉积时间90分钟。
从沉积后涂层的截面形貌可见，TiAlN涂层的厚度约11μm。XRD分析表明Ti0.5Al0.5N涂层为立方TiN结构，EDS分析表明沉积态涂层金属组元的成分与靶材的名义成分相差不大。显微硬度仪测量的TiAlN涂层的截面硬度约为3267Hv。850℃循环氧化20小时后，涂层几乎完全氧化(见图7)，氧化膜很厚，XRD分析表明氧化膜主要由TiO2和α-Al2O3混合氧化物组成。由于氧化时间较短，涂层和γ-TiAl基合金的互扩散轻微。可见，TiAlN涂层850℃抗高温氧化性能较差。
比较例3
以γ-TiAl基合金Ti-48Al-2Cr-2Nb(原子分数，at.％)为基材，采用多弧离子镀方法制备Ti0.5Al0.5N涂层。
(1)合金靶材制备，采用真空熔炼方法制备的TiAl二元合金靶材作为阴极靶，TiAl合金靶材成份为Ti50-Al50(at.％)。
(2)工件前处理，将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金锭切割成15mm×10mm×2mm的样品，研磨、抛光，在酒精和丙酮的混合溶液中超声清洗，吹干后待用。
(3)涂层涂镀，用多弧离子镀设备沉积TiAlN涂层。TiAl样品悬挂于正对TiAl靶的样品架上自转，当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa后，通入氩气，压强0.2Pa，施加-800V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物。然后通入氮气，沉积TiAlN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A，N2压强2.0Pa，偏压-450V，占空比20％，沉积时间90分钟。
从沉积后涂层的截面形貌可见，TiAlN涂层的厚度约11μm。XRD分析表明Ti0.5Al0.5N涂层为立方TiN结构，EDS分析表明沉积态涂层金属组元的成分与靶材的名义成分相差不大。显微硬度仪测量的TiAlN涂层的截面硬度约为3267Hv。在900℃氮气环境中对涂层样品进行退火处理100小时后，涂层与基材发生了明显互扩散(见图8)。能谱、电子探针、XRD分析表明，互扩散区分为四层，在TiAlN涂层底部形成较厚的Cr富集层，该层Ti含量相对原始涂层也明显增大，说明合金中Cr、Ti向涂层中扩散；在TiAlN涂层/Ti48Al2Cr2Nb合金界面的白亮层为TiN，紧邻TiN层的合金中检测到N，而且Al含量相对合金中Al含量低，为Ti2AlN层，TiN层和Ti2AlN层都是涂层中的N向合金中扩散并与合金基材发生反应形成的；Ti2AlN下面的合金中形成了Al富集层。可见，900℃下TiAlN涂层/Ti48Al2Cr2Nb合金样品热暴露100h后界面的互扩散层比TiAlSiN涂层/Ti48Al2Cr2Nb合金样品热暴露300h后界面互扩散层还厚。
Claims (5)
1.一种γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层，其特征在于：该抗高温腐蚀冲蚀涂层为TiAlSiN涂层或CrAlSiN涂层，制备于γ-TiAl基合金基体表面。
2.根据权利要求1所述的γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层，其特征在于：所述TiAlSiN涂层中各元素原子比例关系为：Al/(Ti+Al+Si)＝0.3～0.6，Si/(Ti+Al+Si)＝0.05～0.2，N/(N+Ti+Al+Si)＝0.45～0.55；
所述CrAlSiN涂层中各元素原子比例关系为：Al/(Cr+Al+Si)＝0.3～0.6，Si/(Cr+Al+Si)＝0.05～0.2，N/(N+Cr+Al+Si)＝0.45～0.55。
3.根据权利要求1所述的γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层，其特征在于：该抗高温腐蚀冲蚀涂层的厚度4～20μm，硬度2500Hv以上。
4.根据权利要求1所述的γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层的制备方法，其特征在于：采用真空物理气相沉积方法在基体上制备所述抗高温腐蚀冲蚀涂层，该方法具体包括如下步骤：
(1)合金靶材准备及工件安装：使用TiAlSi或CrAlSi靶材，γ-TiAl基合金基体悬挂于正对靶材的样品架上自转；
(2)在多弧离子镀设备中沉积涂层，沉积过程如下：
当真空室温度加热到200℃、本底真空达6.0×10-3Pa～1.0×10-2Pa后，通入氩气，压强0.2～1.0Pa，施加-800V～-900V偏压轰击基体3分钟，以去除表面的污物；关闭氩气，然后通入氮气，沉积相应于靶材的TiAlSiN或CrAlSiN涂层，具体工艺参数为：弧电流70A～150A，N2压强1.0Pa～2.0Pa，偏压-150V～-600V，占空比20％～60％，通过改变沉积时间控制涂层厚度。
5.根据权利要求4所述的γ-TiAl基合金表面抗高温腐蚀冲蚀涂层的制备方法，其特征在于：基体镀膜前先进行打磨、镜面抛光处理，然后在丙酮和酒精混合液中超声清洗，吹干待用。
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