在高温氧化环境下NiAlHf合金的显微组织结构
发布时间：2020-11-21 06:44
耐高温,高隔热的热障涂层可以提高发动机的性能与热效率,被公认为是目前大幅度提高航空发动机工作温度最切实可行的方法。β-NiAl金属间化合物因其具有熔点较高,密度较低和杨氏模量较高等优点,是最有应用潜力的热障涂层粘结层材料。NiAl合金虽然具有较强抗高温氧化性能,但是NiAl合金的室温脆性和高温循环氧化性能差限制了NiAl合金在实际中的应用。大量研究都表明使用活性元素可以降低氧化速率并且明显提高氧化膜与合金基底的粘结性,但是考虑活性元素添加对氧化过程中微结构影响的研究较少,因此本论文采用XRD、SEM、EDS和TEM等表征方法对NiAlHf合金950℃高温氧化1 h、8 h、16 h和24 h后样品氧化膜与合金界面处微结构的演变进行了细致的分析,主要研究内容如下:(1)运用XRD和SEM等表征方法初步对原始合金和氧化后的材料进行微观结构演变分析。结果显示:原始合金中主要是β-NiAl相;合金950℃等温氧化后氧化膜中主要是叶片状的γ-Al_2O_3;氧化膜比较平整,氧化膜和合金界面存在大尺寸孔洞。随着氧化时间的延长,某些孔洞的内表面出现一层薄薄的氧化物。合金中的Hf扩散到氧化物与金属基底界面处形成钉状氧化物,这种氧化物是核壳结构,中心是HfO_2,外层是Al_2O_3。这种结构的出现是由于HfO_2周围的O扩散速率较高,在氧化膜和合金界面形成短路扩散通道,O优先与扩散路径中存在的Al反应形成Al_2O_3。高温下Hf主要以HfO_2的形式分布在氧化膜和合金界面处,在上层氧化膜中没有Hf的存在。(2)运用TEM和EDS对950℃氧化24 h后NiAlHf合金的微观组织结构进行了详细表征,进一步对氧化机理进行了分析,结果表明:在氧化早期由于Al元素含量较多,合金表面最先氧化生成γ-Al_2O_3。随着氧化时间的延长,表层γ-Al_2O_3逐渐生长,Hf也向界面扩散形成HfO_2,由于柯肯达尔效应导致氧化膜和合金界面出现大尺寸孔洞,O向内扩散导致孔洞内表面逐渐出现氧化物。其中孔洞内部氧化物随着氧化时间的延长逐渐形成由θ-Al_2O_3、NiAl_2O_4和HfO_2组成的层状结构。孔洞内氧化物的形成机理是:由于孔洞中氧压较低,Al发生选择性氧化优先形成θ-Al_2O_3,随后界面附近合金中Ni富集导致Ni与θ-Al_2O_3反应生成NiAl_2O_4,含量较少的Hf元素也随着Ni元素向外扩散与氧反应生成HfO_2弥散分布在尖晶石相中,这一过程不断循环,最后孔洞内氧化物呈现出层状构。
【学位单位】：湘潭大学
【学位级别】：硕士
【学位年份】：2019
【中图分类】：TG132.3;V252
【部分图文】：
一步提高近 400oC[10]，但是当前推重比为 10 级的发动机涡轮进口总温度大约在1580oC~1680oC，未来推重比 20 级的发动机涡轮进口总温度大约在 2130oC[11]，目前通过使用高温合金制备技术以及发动机冷却结构设计已经达到单晶高温合金的耐热极限，无法满足航空航天技术的发展需求，而热障涂层的使用可以进一步提高涡轮叶片的使用温度达 150oC，因此热障涂层(TBCs)技术是应对推重比发展要求最好的手段[12]。涡轮发动机在服役过程中会受到高温腐蚀、热机疲劳、化学腐蚀和冲蚀等多种复杂载荷的共同作用，因此发动机构件必须具有优良的抗高温热疲劳，耐高温氧化腐蚀和优良的力学稳定等性能，从图 1-1 可以看出。仅仅依靠传统高温合金本身难以满足稳定性和对温度的要求，高温防护涂层为提高航空发动机的性能提供了一个新的思路。新陶瓷材料1600
层技术方面的研究成果也十分显著[14]。1.2.2 热障涂层的结构与材料热障涂层主要有三种结构，双层，梯度和多层结构[4, 15]，如图 1-2 所示。双层结构是由隔热性良好的耐高温，耐腐蚀的陶瓷层和改善表层陶瓷层和金属基底结合性能的金属粘结层组成，最早应用于航天领域的双层结构热障涂层材料是ZrO2-CaO/NiCr 涂层[10, 14]，制备双层结构涂层技术要求低，耐高温能力强，但是高温环境下陶瓷层与粘结层之间热膨胀系数差异较大，容易造成较大热应力，导致使用过程中陶瓷层的开裂失效，因此抗热震是这类涂层急需改善的性能[16]。与双层结构热障涂层相比，功能梯度涂层的高温合金成分和表面陶瓷层成分从金属基底到表面陶瓷涂层是连续变化的，TBCs 的截面显微结构没有明显分层现象。不同成分梯度分布可以保证从面层到合金基底的热膨胀系数连续分布，提高 TBCs 的抗热冲击性能，因此制备方面需要使用多种制备技术如化学气相沉积(CVD)、物理气相沉积(PVD)和低压等离子喷涂(LPPS)等，制备成本较高限制了该技术的实际应用[10, 13, 16-18]。防腐蚀层
一般在晶界析出。当 Y 元素在晶可以细化氧化物晶粒，Y 可以减弱 S 在合的结合性[12]，但是研究表明过量加入稀土层抗氧化性能。rAlY 粘结层的改性研究表明：在粘结层表表面渗铝使涂层在氧化早期快速生成保护；调整粘结层成分，提高外层 Al 含量，降性和抗热疲劳性；向 MCrAlY 粘结层中加了涂层的抗热疲劳和抗氧化能力。MCrAlY用温度更高时会引起氧化膜加速增厚和早机服役温度，需要寻找适用于更高温度的热
【相似文献】
本文编号：2892689
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一步提高近 400oC[10]，但是当前推重比为 10 级的发动机涡轮进口总温度大约在1580oC~1680oC，未来推重比 20 级的发动机涡轮进口总温度大约在 2130oC[11]，目前通过使用高温合金制备技术以及发动机冷却结构设计已经达到单晶高温合金的耐热极限，无法满足航空航天技术的发展需求，而热障涂层的使用可以进一步提高涡轮叶片的使用温度达 150oC，因此热障涂层(TBCs)技术是应对推重比发展要求最好的手段[12]。涡轮发动机在服役过程中会受到高温腐蚀、热机疲劳、化学腐蚀和冲蚀等多种复杂载荷的共同作用，因此发动机构件必须具有优良的抗高温热疲劳，耐高温氧化腐蚀和优良的力学稳定等性能，从图 1-1 可以看出。仅仅依靠传统高温合金本身难以满足稳定性和对温度的要求，高温防护涂层为提高航空发动机的性能提供了一个新的思路。新陶瓷材料1600
层技术方面的研究成果也十分显著[14]。1.2.2 热障涂层的结构与材料热障涂层主要有三种结构，双层，梯度和多层结构[4, 15]，如图 1-2 所示。双层结构是由隔热性良好的耐高温，耐腐蚀的陶瓷层和改善表层陶瓷层和金属基底结合性能的金属粘结层组成，最早应用于航天领域的双层结构热障涂层材料是ZrO2-CaO/NiCr 涂层[10, 14]，制备双层结构涂层技术要求低，耐高温能力强，但是高温环境下陶瓷层与粘结层之间热膨胀系数差异较大，容易造成较大热应力，导致使用过程中陶瓷层的开裂失效，因此抗热震是这类涂层急需改善的性能[16]。与双层结构热障涂层相比，功能梯度涂层的高温合金成分和表面陶瓷层成分从金属基底到表面陶瓷涂层是连续变化的，TBCs 的截面显微结构没有明显分层现象。不同成分梯度分布可以保证从面层到合金基底的热膨胀系数连续分布，提高 TBCs 的抗热冲击性能，因此制备方面需要使用多种制备技术如化学气相沉积(CVD)、物理气相沉积(PVD)和低压等离子喷涂(LPPS)等，制备成本较高限制了该技术的实际应用[10, 13, 16-18]。防腐蚀层
一般在晶界析出。当 Y 元素在晶可以细化氧化物晶粒，Y 可以减弱 S 在合的结合性[12]，但是研究表明过量加入稀土层抗氧化性能。rAlY 粘结层的改性研究表明：在粘结层表表面渗铝使涂层在氧化早期快速生成保护；调整粘结层成分，提高外层 Al 含量，降性和抗热疲劳性；向 MCrAlY 粘结层中加了涂层的抗热疲劳和抗氧化能力。MCrAlY用温度更高时会引起氧化膜加速增厚和早机服役温度，需要寻找适用于更高温度的热
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本文编号：2892689
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