为不断提高航空发动机性能，需不断提升发动机涡轮进口温度，这使得涡轮叶片的工作条件越来越恶劣。由于受材料自身熔点的限制，目前大量使用的镍基高温合金难以满足不断提高的涡轮进口温度要求。应用气膜冷却技术可显著降低空心涡轮叶片的表面温度，但叶片内腔通道仍受到高温氧化和热腐蚀的作用，因此有必要对内腔进行有效防护。

在内腔制备铝化物涂层是防止内腔氧化腐蚀失效的有效途径，传统的包埋渗铝不能满足空心叶片内腔渗铝需求，气相渗铝在工艺稳定性和涂覆均匀性等方面存在不足，而化学气相沉积（CVD）渗铝能够适用复杂内腔结构，避免烧结、堵孔的问题，是内腔渗铝较为理想的方法，且化学气相沉积渗铝涂层具有良好的抗高温氧化和腐蚀性能。蔡妍等研究结果表明，Al涂层对基体合金的持久和拉伸性能无影响。国内外报道主要集中于有关铝化物涂层在单晶高温合金基体上的制备工艺、组织和成分的变化，铝化物涂层对单晶高温合金疲劳性能的影响研究鲜有报道。

目前，第二代单晶高温合金DD6已得到广泛应用，但渗铝涂层对DD6合金疲劳性能影响的研究报道较少。开展渗铝涂层对DD6合金旋转弯曲高周疲劳性能的影响研究，具有很大的应用价值。

1 实验材料与方法

采用螺旋选晶法制备［001］取向的单晶试棒，用X射线劳厄背散射法检测试棒结晶取向，试样［001］方向与主应力轴偏离在8°以内。DD6合金实测化学成分为：Cr 4.44（质量分数/%，下同），Co 9.00， Mo 2.05，W 7.47，Re 2.08，Ta 6.88，Nb 1.04，Al 5.68，Hf 0.10，C 0.007，Ni余量。按照：1290 ℃/1 h+1300 ℃/2 h+1315 ℃/4 h/AC固溶，1120 ℃/4 h/AC一级时效，870 ℃/32 h/AC二级时效处理，随后，按Q/6S 977加工成疲劳性能试样，疲劳试样尺寸如图1所示。

图1 疲劳试样外形和尺寸

疲劳性能试样制备完成后，在试样上制备渗铝涂层。渗铝涂层制备采用ALUVAP CVA 190 BL L-Single型化学气相沉积工艺，试样先用水吹砂处理，再用丙酮进行超声波清洗，涂层沉积前先进行气密性保压测试，然后在反应室升温时通入H2和一定流量的HCl气体，HCl气体会与Al反应生成活性的AlCl前驱体，通过运载气体H2，将AlCl输送到反应室内，在高温度条件下发生化学反应，从而在试样上制备涂层。涂层实测化学成分为：Al 30.50，Cr 0.64，Co 6.93，Ni 61.93。

疲劳性能试样尺寸符合图1要求，均在Φ（4±0.02）mm之间，由于涂层制备会造成疲劳试样尺寸变化，涂层后先检测涂层试样工作部分的真实尺寸，涂层后试样尺寸范围：Φ4.15~4.20 mm。采用BCPCAS4800型扫描电镜（FESEM）观察涂层后试样横截面形貌，应用能谱仪（EDS）分析涂层后试样横截面元素分布，然后将未涂层和涂层后试样分别进行旋转弯曲高周疲劳性能测试。测试环境为大气环境，应力比R=σ min/σ max=-1，频率为83.3 Hz，疲劳性能测试温度分别选定为760 ℃及980 ℃。采用LEO1450型扫描电镜（SEM）观察疲劳断口组织形貌，采用BCPCAS4800场发射扫描电镜（FESEM）观察疲劳断口组织。

2 结果与分析

2.1 涂层后试样横截面组织

制备渗铝涂层后试样的横截面组织如图2所示。图2中最外层为涂层区，中间为扩散区，最底层为合金基体，可以看出，扩散层与基体以及扩散层与外层涂层区之间结合紧密，可保证涂层与基体的结合强度，涂层制备过程对基体组织无影响。这与在镍基高温合金René80上采用CVD方法制备渗铝涂层的组织一致。界面元素扫描结果如图3所示，可看出，最外侧涂层区Ni和Al元素含量较高，已有研究表明，外层涂层区主要为β-NiAl相。这是由于涂层制备过程中，温度较高，Ni向外扩散，与AlCl前驱体发生反应生成β-NiAl。渗铝涂层生长过程为Ni逐渐渗透已成形的NiAl向外侧扩散并反应的过程。此外，外层涂层区还有少量Co，可使涂层生长速度增加并提高抗热腐蚀性能。

图2 渗铝涂层试样界面组织

图 3 涂层试样元素分布（a）Al；（b）Ni；（c）Cr；（d）Co；（e）W；（f）Mo；（g）Ta；（h）Re

由于Ni的外扩散，导致扩散区内Ni含量下降；Al向内扩散，导致扩散区Al含量增加。扩散层中Re，W，Mo，Cr和Ta等元素含量较高，这是由于在合金基体的原表面内，Ni的外扩散使合金基体中原有的外扩散较少的Re，W，Mo，Cr和Ta等元素富集，另外，固溶强化元素也会从合金基体深部扩散出来，导致扩散层中Re，W，Mo，Cr和Ta等元素含量升高，并生成很多白色析出相。富含析出相的扩散层成为了扩散障碍层，可起到减缓元素扩散的作用。这与在镍基高温合金René80上采用CVD方法制备渗铝涂层的元素分布类似。

2.2 S-N曲线

760 ℃未涂层和涂层后试样的S-N曲线如图4（a）所示。可看出，未涂层和涂层后试样的疲劳寿命均随应力幅的增大而降低。涂层后试样的疲劳寿命低于未涂层试样，但相差幅度随应力幅的下降而减少。在应力幅较高时，试样的疲劳寿命相差较大，可达4倍，在应力幅较低时，疲劳寿命相差约1倍。未涂层试样疲劳极限为434 MPa，涂层后试样疲劳极限为416 MPa，与未涂层试样相比，涂层后试样疲劳极限下降约4.1%。已有研究也表明，涂层会降低基体的高温疲劳寿命。

图4 760 ℃（a）和980 ℃（b）未涂层与涂层后试样S-N曲线

本实验通过三参数幂函数方程（1）拟合S-N曲线。

式中：m，C为与材料、应力比和加载方式等相关的参数；N为试样断裂时的循环次数；S f为疲劳极限。通过三参数幂函数方程拟合S-N曲线，未涂层拟合结果见方程（2），涂层后拟合结果见方程（3）。

980 ℃未涂层和涂层后试样S-N曲线如图4（b）所示。可看出，与760 ℃时的S-N曲线规律一致，未涂层和涂层后试样寿命均随应力幅的增大而下降。涂层后试样的疲劳寿命低于未涂层试样，且相差幅度随应力幅的下降而减少。未涂层试样疲劳极限为425 MPa，涂层后试样疲劳极限为420 MPa，与未涂层试样相比，涂层后试样疲劳极限下降约1.2%。通过三参数幂函数方程拟合S-N曲线，未涂层拟合结果见方程（4），涂层后拟合结果见方程（5）。

应力幅较高时，疲劳寿命较短，只有10^4~10^5，涂层与基体间的互扩散较少，导致涂层前后疲劳寿命相差较大有以下原因：（1）涂层后的表面粗糙度较高，经过测量，涂层后表面粗糙度R a=0.81 μm，未涂层试样的R a=0.32 μm。已有研究表明，粗糙度高的表面会引起局部应力集中，应力集中系数相同时，应力幅越大，局部应力集中处实际应力与名义应力差值越大，从而导致疲劳性能下降；（2）涂层和扩散区的强度低于基体合金强度，在相同应力幅条件下，涂层后试样疲劳强度降低。

应力幅较低时，疲劳寿命较长，大于10^6，未涂层试样表面发生氧化，在循环应力作用下局部会出现氧化裂纹，表面粗糙度增加，而渗铝涂层在高温氧化时可生成致密的Al2O3保护膜，有效缓解涂层进一步高温氧化，且涂层中Al含量充足，有利于疲劳测试过程中Al2O3保护膜的不断形成并自愈合，表面氧化较少。980 ℃时，未涂层试样表面氧化较760 ℃时更为严重，因此，980 ℃时涂层试样与未涂层试样的疲劳极限差距较760 ℃时小。

2.3 疲劳断口

760 ℃未涂层试样的疲劳源起始于试样表面，980 ℃未涂层试样的疲劳源起始于试样表面氧化产生的裂纹处。760 ℃和980 ℃疲劳测试后涂层试样断口和疲劳源区形貌如图5所示。图5（a），（c），（e），（g）为试样整体断口形貌，图5（b），（d），（f），（h）为疲劳源区形貌，图中箭头所示为疲劳源区位置。其中，图5（a），（b）为760 ℃高应力幅（σ a=700 MPa，循环寿命N f=1.1×10^4）时试样断口形貌，图5（c），（d）为760 ℃低应力幅（σ a=440 MPa，N f=1.38×10^6）时断口形貌，图5（e），（f）为980 ℃高应力幅（σ a=700 MPa，N f=1.86×10^4）时断口形貌，图5（g），（h）为980 ℃低应力幅（σ a=425 MPa，N f=6.88×10^6）时断口形貌。可看出，与未涂层单晶高温合金的疲劳断口形貌类似，不同测试温度条件下的疲劳断口未见明显颈缩。疲劳断口主要由源区、扩展区、瞬断区组成。

图5 760 ℃和980 ℃涂层试样疲劳断口

（a），（b）760 ℃/700 MPa，Nf=1.1×10^4；（c），（d）760 ℃/440 MPa，Nf=1.38×10^6；（e），（f）980 ℃/700 MPa，Nf=1.86×10^4；（g），（h）980 ℃/425 MPa，Nf=6.88×10^6

760 ℃高、低应力幅试样疲劳源均起始于试样表面涂层处。这是由于旋弯疲劳使试样表层组织承受最大应力作用，所以在试样表面或亚表面易产生应力集中，导致高周疲劳源往往起始于此处。且涂层试样表面涂层区和扩散区强度较合金基体较低，疲劳源起始于试样表面。980 ℃高应力幅试样疲劳源起始于试样次表面显微疏松处，次表面疏松的存在引起应力集中，在疏松处起源后，与表面裂纹相结合，然后向基体内部扩展；980 ℃低应力幅试样疲劳源起始于试样表面涂层与基体结合处。

2.4 断口组织

760 ℃未涂层试样表面氧化层很薄，980 ℃未涂层试样表面氧化层较厚，氧化层存在很多横向及纵向裂纹。图6（a），（b），（c），（d）分别为涂层后试样760 ℃高应力幅、760 ℃低应力幅、980 ℃高应力幅、980 ℃低应力幅时疲劳断裂试样横截面显微组织形貌。可以看出，涂层主要影响与基体过渡区域的组织。涂层区局部存在元素扩散形成的孔洞，孔洞数量随温度升高和应力幅降低而增加，在循环应力作用下，部分孔洞发展为裂纹，并向基体方向扩展。760 ℃时，疲劳源均起始于试样表面。高应力幅时，涂层比较完整，局部在循环应力作用下产生了微裂纹，大部分合金基体仍受到渗铝涂层的保护；低应力幅时，表面裂纹数量增加，裂纹底部区域，扩散层与基体结合处发生轻微氧化。980 ℃高应力幅时，裂纹和涂层区孔洞数量较760 ℃时增加，扩散层与基体结合处轻微氧化；980 ℃低应力幅时，氧化程度增加，氧化层深入基体内部，疲劳源起始于试样表面涂层与基体结合处，并向基体扩展。

图6 760 ℃和980 ℃涂层试样疲劳断口横截面组织形貌

（a）760 ℃/700 MPa，Nf=1.1×10^4；（b）760 ℃/440 MPa，Nf=1.38×10^6；（c）980 ℃/700 MPa，Nf=1.86×10^4；（d）980 ℃/425 MPa，Nf=6.88×10^6

3 结论

（1）渗铝涂层表层区域主要由β-NiAl 相组成的外层和扩散层组成，扩散层与基体以及外层结合紧密。

（2）涂层试样的疲劳寿命低于未涂层试样，但相差幅度随应力幅的下降而减少。760 ℃未涂层试样疲劳极限434 MPa，涂层试样疲劳极限416 MPa；980 ℃未涂层试样疲劳极限425 MPa，涂层试样疲劳极限420 MPa。

（3）760 ℃涂层表面氧化损伤较小，而涂层试样表面粗糙度升高引起局部应力集中、涂层与扩散区的强度低于基体合金强度等原因使涂层试样的疲劳极限低于未涂层试样；980 ℃未涂层试样表面氧化损伤较大，涂层试样由于涂层保护而氧化损伤较小，对疲劳性能有正作用；但高温下涂层与基体结合强度较低、扩散孔洞等原因对疲劳性能有负作用，且负作用大于氧化损伤较小带来的正作用，使涂层试样的疲劳极限略低于未涂层试样。

参考文献：略

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