周克崧

第38卷第3期稀有金属材料与工程Vol.38,No.3

2009年3月RAREMETALMATERIALSANDENGINEERINGMarch2009

NiCoCrAlYTa涂层/镍基单晶高温合金界面再结晶

梁兴华1,2，周克崧2，刘敏2，邓畅光2

(1.广东工业大学，广东广州510081)

(2.广州有色金属研究院，广东广州510650)

摘要：采用低压等离子喷涂技术在镍基单晶高温合金上制备了NiCoCrAlYTa涂层,通过不同的真空热处理和预处理

制度研究其对涂层/镍基单晶界面的影响。结果表明，1080℃真空热处理界面扩散带均产生胞状再结晶体，而1000℃

和850℃无再结晶产生。预处理时喷砂压力大于0.2MPa，在1080℃,6h热处理后再进行850℃,24h时效处理界面

扩散带均产生再结晶体，无喷砂时无再结晶产生。同时热处理后界面处出现元素的相互扩散及富Ta的Ni

2

Ta和Cr

2

Ta

相，Ta在胞状晶内偏聚。

关键词：热处理；喷砂；NiCoCrAlYTa涂层；镍基单晶高温合金；再结晶

中图法分类号：TG174.4文献标识码：A文章编号：1002-185X(2009)03-0545-05

单晶高温合金由于具有优良的高温力学性能，被

广泛应用于制造新型航空发动机和燃气轮机的单晶涡

轮叶片。单晶涡轮叶片在苛刻的服役条件下，既要抗

高温腐蚀，又要满足一定的高温力学性能。因此，采

用涂层/单晶高温合金结构，是同时满足两种性能要求

的主要途径之一，即用涂层满足抗高温腐蚀要求与用

单晶为基体满足高温力学性能要求。有关文献表明，

涂层制备过程不当则会对叶片力学性能造成负面影

响。有研究更进一步指出，由于涂层制备过程的因素

引起单晶组织出现大的胞状再结晶组织，这会对单晶

叶片的高温疲劳及持久性能有不利影响[1~5]。本实验针

对此问题着重研究了制备涂层过程中预处理和后处理

(热处理)对涂层/单晶组织结构的影响，从而为制定控

制和消除单晶表面再结晶的工艺提供依据。

本实验采用低压等离子喷涂技术在镍基单晶高温

合金上制备NiCoCrAlYTa涂层。在相同的后处理(热

处理)条件下，进行不同喷砂压力的预处理实验，以研

究预处理制度对涂层/基体界面的影响。在相同的预处

理工艺下，对制备的试样在高温下进行不同后处理(热

处理)，以研究热处理制度对涂层/基体界面的影响，

并对相关机制进行探讨。

1实验方法

收稿日期：2008-09-13

作者简介：梁兴华，男，1973年生，博士生，广东工业大学，广东广州510081；通讯作者:周克崧,教授,电话：3，E-mail:

kszhou2004@

基体材料为含Cr、Co、Mo、W、Ti、Al、Ta等元

素的镍基单晶高温合金，成分如表1。喷涂材料为

Ni23Co20Cr8Al0.6Y4.5Ta粉末。采用低压等离子喷涂

技术制备涂层，涂层厚度约100µm，低压等离子喷涂

设备为广州有色金属研究院自行制造的MPF－1000

型低压等离子喷涂设备。单晶基体试样尺寸为Φ16

mm×3mm的圆片，喷涂之前对基体表面进行除油和

喷砂处理，以利于涂层/基体界面的结合。第一批试样

在喷涂前均进行喷砂的预处理，其中喷砂压力约为0.3

MPa，喷砂角度约75º。喷涂后的试样，采用1080℃,

6h;1080℃,15h;1080℃,6h+850℃,24h;1000

℃,6h和850℃,24h5种热处理制度进行真空热处

理，热处理后试样均空冷。另一批试样喷涂前采用0.4,

0.3,0.2,0MPa4种喷砂压力进行预处理，喷涂后均采

用1080℃,6h+850℃,24h制度进行真空热处理。

采用JSM－5910型扫描电镜(SEM和BES)观察涂

层/单晶基体界面微观形貌。并利用能谱仪(EDS)进行

元素分布状况分析。利用D/Max－RC型X射线衍射

仪(XRD)分析界面区域的物相，并测试了喷砂压力为

0.3MPa时，单晶表面的残余应力。采用JCXA-733

型电子探针及EPMA-1600型能谱仪分析了界面微区

元素的分布状况。

2结果与讨论

2.1预处理对涂层/基体界面影响

图1为采用真空热处理制度均为1080℃,6h+

850℃,24h条件下，喷砂压力分别为0.4，0.3，0.2,0

MPa的试样界面再结晶层的微观形貌背散射电子像

图。由图可知，随着喷砂压力的变化，扩散带再结晶

·546·稀有金属材料与工程第38卷

层的组织形貌发生变化，在0.4MPa的喷砂压力下(图

1a)，再结晶体为大菊花状，厚度达20µm左右。与喷

砂压力0.3MPa(图1b)相比，不连续的胞状再结晶体

转变为连续的再结晶层。当喷砂压力降至0.2MPa时，

界面依然出现再结晶体(图1c)，此时再结晶体(约7µm)

稍小于0.3MPa下的再结晶体。若无喷砂则界面扩散

带未观察到类似胞状或菊花状再结晶组织。在相同的

真空热处理制度下，再结晶层平均厚度随喷砂压力的

增加而增大(图2)。

表1镍基单晶高温合金成分

Table1CompositionofNi-badsinglecrystalsuper-

alloys(ω/%)

ElementCrCoMoTaAlTiWNi

Content8.15.52.23.4625Bal.

a

b

c

d

Substrate

Recrystallizated

layer

Diffudlayer

2µm

Substrate

Recrystallizated

layer

Diffudlayer

Substrate

Recrystallizated

layer

Diffudlayer

Substrate

Diffudlayer

图1试样在1080℃,6h+850℃,24h热处理条件下不同喷砂压力的界面BES图

Fig.1Cross-ctionalBESimagesofcoating/substrateinterfacessubjectedtodifferentpeeningpressuresfollowedbyheattreatmentat

1080℃for6h+850℃for24h:(a)peeningpressurewith0.4MPa,(b)peeningpressurewith0.3MPa,(c)peeningpressure

with0.2MPa,and(c)nopeeningpressure

图21080℃,6h+850℃,24h热处理条件下喷砂压力对试

样再结晶层厚度的影响

Fig.2Relationofpeeningpressure(P)andrecrystallization

layerthickness(δ)underheattreatmentat1080℃for6

h+850℃for24h

因此，可以认为在相同的热处理制度条件下，界

面扩散带产生再结晶与喷砂压力密切相关，喷砂压力

越大，再结晶体就越大。

2.2真空热处理温度对涂层/基体界面影响

试样在制备涂层前的预处理工艺中，喷砂压力均为

0.3MPa，分别研究试样在1080℃,6h;1080℃,15h;

1080℃,6h+850℃,24h和1000℃,6h真空热处理

后的界面变化状况。在1080℃真空处理6h后试样界面

扩散带出现胞状再结晶组织(图3a)，延长热处理时间至

15h(图3b)，胞状再结晶组织长大闭合。而在1080℃热

处理6h后再进行850℃时效处理24h，从图3c可看出

胞状晶长大，这种不连续的胞状晶大小约3～5μm，厚

度约为4～5μm(图3c)。当热处理温度降至1000℃时，

热处理6h后，扩散带无胞状再结晶体产生(图3d)，仅

进行850℃,24h时效处理也无胞状再结晶体产生(图

3e)。以上现象表明，胞状再结晶体的产生机制与真空热

处理温度有关。一些单晶高温合金再结晶的研究也发现

了类似的胞状结构的再结晶。Bond等人[5]在低温回火

时，在单晶表面发现了胞状的再结晶体，并认为再结晶

是以不连续的胞状沉淀方式发生的。Burgel等人[6]的研

究表明在较低的温度和较大的冷变形条件下，单晶合金

表面会发生再结晶。而图3f表明，无涂层的单晶合金表

面在1080℃热处理6h后再进行850℃时效处理24h，

并不会发生再结晶。因此，有涂层的单晶在经过热处理

后发生再结晶，除了温度条件外还有其它因素的影响。

22

18

14

10

6

2

–2

δ

/

µ

m

024

P/MPa

一般来说，再结晶是金属经冷变形加工后再加热

至再结晶温度时产生，即通常产生再结晶需要两个条

件即冷变形(或残余应力)和加热至再结晶温度。在制

备涂层前的一些预处理工序(如喷砂)可在单晶表面产

生残余压应力。当用0.3MPa的压力对单晶表面喷砂

约2min后，采用X衍射法测试残余应力表明，单晶

表面产生0.74GPa的压应力。而在喷涂涂层时，熔融

粒子以高速(约300～500m/s)撞击单晶表面，也可形

成一定的压应力，即产生再结晶的第一个条件。对于

大多数的变形合金材料再结晶温度约为0.4～0.6

第3期梁兴华等：NiCoCrAlYTa涂层/镍基单晶高温合金界面再结晶·547·

T

m

(熔点)，而该单晶基体的熔点约为1380℃，则理论

推断的再结晶温度为828℃，可见1080，1000，850℃

已超过理论再结晶温度，满足再结晶的第二个条件。

然而，在1000和850℃扩散带(单晶表面)却无再结晶

产生，可能的原因在于喷砂压力(0.3MPa)还不足以产

生足够大的冷变形，从而产生再结晶。

a

图3不同真空热处理制度下试样界面SEM照片

Fig.3Cross-ctionalSEMimageofcoating/substrateinterfacesunderdifferentvacuumheattreatments:(a)1080℃,6h,(b)1080℃,

15h,(c)1080℃,6h+850℃,24h,(d)1000℃,6h,(e)850℃,24h,and(f)monocrystalsurfacewithnocoating

再结晶优先在界面扩散带(单晶基体表面)形成，然

后向基体(单晶)内部生长，可能有几个方面的原因：(1)

单晶组织为亚稳态结构，有向稳态(多晶)转变的趋势；

(2)喷砂产生了从表面至内部的压力应力梯度；(3)界面

(单晶表面)再结晶形核需要克服的能量壁垒远低于基

体(单晶)内部，增加了非均匀形核的几率[7]；(4)涂层

与基体间各元素的相互扩散，使扩散带形成某些元素

的浓度梯度，为再结晶体向基体内长大提供了基础。

2.3再结晶体的组织分析

图4、5是在预处理工艺为喷砂压力0.3MPa，真

空热处理制度为1080℃,6h+850℃,24h下的界面

微观形貌背散射电子像图。镍基单晶合金在高温外加

载荷的作用下[7,8]，立方状的γ′会发生定向粗化，形成

P-型或N-型筏状组织。在胞状再结晶体的上方小范围

图4试样EDS照片及其界面Co、Cr、Al、Ta和W元素分布

Fig.4ElementdistributionofCo,Cr,Al,TaandWatthecoating/substrateinterface:(a)EDSscanningofdiffusionarearecrystal,

(b)elementCodistribution,(c)elementCr,(d)elementAl,(e)elementTa,and(f)elementW

a

Substrate

Recrystallizated

layer

Diffudlayer

2µm

Coating515253545

DistancefromSubstrate/µm

12

8

4

0

C

o

u

n

t

sSubstrate

Coating

Diffud

layer

bCo12

8

4

0

C

o

u

n

t

s

Substrate

Coating

Diffud

layer

c

Cr

515253545

DistancefromSubstrate/µm

12

8

4

0

C

o

u

n

t

sSubstrate

Coating

Diffud

layer

e

Ta

515253545

DistancefromSubstrate/µm

12

8

4

0

C

o

u

n

t

s

Substrate

Coating

Diffud

layer

dAl

515253545

DistancefromSubstrate/µm

C

o

u

n

t

s

Substrate

Coating

Diffud

layer

f

W

515253545

DistancefromSubstrate/µm

7

5

3

1

Substrate

Recrystallizated

layer

Diffudlayer

bc

f

e

d

2µm

Substrate

Substrate

Recrystallizated

layer

Recrystallizated

layer

Diffudlayer

Substrate

Substrate

Substrate

Diffudlayer

Diffudlayer

·548·稀有金属材料与工程第38卷

内，立方状的γ′已经筏化(图5)，表明在胞状晶的上方

存在一定的应力作用。喷砂预处理工艺是造成γ′筏化

的应力来源，高温(1080℃)热处理导致了γ′筏化。元

素Co、Cr和Al在胞状晶界面两端含量不同，胞状晶

内Co、Cr和Al含量显著高于单晶基体。采用电子探

针对图5中各位置进行成分分析，由分析结果可知(表

2)，Ta元素含量在胞状晶内产生偏聚，元素Co、Cr

和Al有从涂层向单晶基体扩散的趋势，而元素W则

正相反。显而易见，基体与涂层各元素的浓度差导致

了高温下元素的相互扩散。

图5扩散带再结晶体组织结构截面BES图

Fig.5Cross-ctionalBESimageofdiffusionrecrystallization

表2试样电子探针分析结果

Table2CompositionsofvariouspointsintheNiCoCrAlYTa

coatingandsuper-alloybyEPXMA(ω/%)

PositionAlCrCoTaTiMoWNi

15.87.69.14.42.01.94.6Bal

26.111.710.610.50.40.93.5Bal

37.420.214.45.80.20.82.8Bal

48.821.118.34.40.10.20.4Bal

为研究界面附近涂层、扩散带和基体物相变化，

采用如图6所示的剥层法进行研究。机械剥层后，采

用小角度Ｘ射线衍射法对各层物相及其变化情况进行

分析。图7所示，在离界面10μm的涂层(层1)，除基

本相γ-Ni、γ′-AlNi

3

和β-NiAl外，还有金属间化合物

相AlCo相和CrCoTa相，以γ和β相为主。界面扩散

带(层2)处，γ′衍射峰增强，并出现了富含Ta的Ni

2

Ta

和Cr

2

Ta相，以及Cr

4

Ni

15

W相，该层以γ′相为主。层

3基体处，γ衍射峰较γ′增强，出现富含Cr的新相

Cr

2

(Al，Ti)，而富Ta相则消失。而层4基体的主相为

γ和γ′相，以γ相为主，富Cr和W的相消失。扩散带

中不同于基体与涂层的新物相的出现，说明了基体和

涂层中的各元素，在高温下由高浓度区向低浓度区扩

散，从而导致了新相的形成。

同时上述分析表明，扩散带上的再结晶体与基体和

涂层相比，其组成成分和形态有很大的不同。图7界面

扩散带层(层2)物相分析表明，有富含Ta的Ni

2

Ta相和

Cr

2

Ta相，以及新相Cr

4

Ni

15

W相出现，且γ′-AlNi

3

相衍

射峰比基体和涂层高。因此，结合图4和图5的元素分

布和成分分析，可以推断，再结晶体组织的物相以γ′

相为主，并有Ni

2

Ta、Cr

2

Ta和Cr

4

Ni1

5

W的混合相。

Coating

Surface

Layer2

Diffudarea

Substrate

10µm

10µm

10µm

10µm

Layer1

Layer3

Layer4

Substrate

Raftingzone

Diffudlayer

2µm

1

2

3

4

Coating

图6机械剥层示意图

Fig.6Mechanicalstrippingdiagram

I

n

t

e

n

s

i

t

y

/

a

.

u

.

γ′-AlNb

3

γ-Ni

图7各层的XRD图谱

Fig.7XRDpatternsofdifferentstrippinglayer

3结论

1)涂层/基体界面胞状再结晶体的形成与真空热

处理温度有关。1000和850℃真空热处理，涂层/基

体界面扩散带处无再结晶体形成，而在1080℃真空

热处理，界面扩散带均有再结晶晶粒形成，晶粒平均

尺寸3~5μm，厚度约为4~5μm。

2)涂层/基体界面再结晶的形成与喷涂前的预处

理制度有关。经1080℃,6h+850℃,24h热处理后，

预处理时喷砂压力高于0.2MPa的试样界面扩散带形

成再结晶，无喷砂预处理则不形成再结晶。再结晶层

随喷砂压力的增大而增厚，0.4MPa喷砂压力下可达

β-AlNi

20

2θ/(º)

Layer1(coating)

Layer2(diffudarea)

Layer3(substrate)

Layer4(substrate)

AlCo

CrCoTa

i

2

Ta

Cr

2

Ta

Cr

2

(Al,Ti)

Cr

4

Ni

15

WN

第3期梁兴华等：NiCoCrAlYTa涂层/镍基单晶高温合金界面再结晶·549·

约20μm。

3)元素Co、Cr和Al在高温下有从涂层向单晶基

体扩散的趋势，而Ta则在胞状晶内偏聚。界面扩散带

出现富Ta的Ni

2

Ta相和Cr

2

Ta相。

参考文献

References

[1]JiaBo(贾波),LiChunguang(李春光),LiHaiyan(李海燕).

MaterialsEngineering(材料工程)[J],2008,6:64

[2]WangHuaren(王华仁).HeatTreatmentofMetalsAbroad(国

外金属热处理)[J],2003,2:19

[3]XieG,ZhangJ,aMaterialia[J],2008,59:858

[4]ChenRongzhang(陈荣章)．AviationEngineering＆Maintenance(航

空制造工程)[J],1990,4:22

[5]BandSD,lofMaterialsScience[J],1984,

l9:3867

[6]laPD,JPreuhaSuperAlloys2000[C].

Warrendale,PA:TMS,2000:229

[7]LiYanan(李亚楠),HeDi(何迪),LiShusuo(李树索)etal.

ActaMetallurgicaSinica(金属学报)[J],2008,4:391

[8]ShuiLi(水丽),TianSugui(田素贵),JinTao(金涛)etal.

RareMetalMaterialandEngineering(稀有金属材料与工

程)[J],2007,36(1):47

RecrystallizationonInterfacebetweenNiCoCrAlYTaCoatingandNickel-Bad

Super-Alloy

LiangXinghua1,2,ZhouKesong2,LiuMin2,DengChangguang2

(ongUniversityofTechnology,Guangzhou510081,China)

(houRearchInstituteofNon-ferrousMetals,Guangzhou510650,China)

Abstract:TheNiCoCrAlYTacoatingwaspreparedonNi-badsinglecrystalsuper-alloysbylowpressureplasmaspraying(LPPS).The

influencesofheattreatmentandpre-peeningontheinterfacerecrystallizationofNiCoCrAlYTacoatingandnickel-badsuper-alloy

substratewereinvestigatedbyX-ray,SEM,oundthatcellularrecrystallizationoccurredatthediffusionareaof

samplesadoptingthevacuumheattreatmentatthetemperatureof1080℃,whilenorecrystallizationappearedatthetemperaturesof

1000℃and850℃.Recrystallizationwasalsoobrvedinthesamplesubjectedbypre-peeningwithmorethan0.2MPa,followedby

1080℃,6hheattreatmentand850℃,24hagingtreatment,whilenorecrystallizationwasobrvedinthesamplesubjectedbyno

ultsrevealedthatelementTaaggregatedwithincellulargrainsandthat

inter-diffusiontookplaceandTa-richphas(Ni

2

Ta,Cr

2

Ta)wereformedattheinterfacethroughheattreatment.

Keywords:heattreatment;peening;NiCoCrAlYTacoating;Ni-badsinglecrystalsuper-alloys;recrystallization

Biography:LiangXinghua,CandidateforPh.D.,CollegeofMaterialsandEnergy,GuangdongUniversityofTechnology,Guangzhou

510081,