Applied Surface Science 287 (2013) 30–36
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Applied Surface Science
j o u r n a l h o m e p a g e : w w w . e l s e v i e r . c o m / l o c a t e / a p s u s c
Effects of Y2O3 on the microstructures and wear resistance of Si–Al–Y co-deposition coatings prepared on Ti–Al alloy by pack cementation technique
Yongquan Li a, Faqin Xie a, , Xiangqing Wu a, Xuan Li a,b
a School of Aeronautics, Northwestern Polytechnical University, Xirsquo;an 710072, China
b State Key Laboratory of Solidification Processing, Xirsquo;an 710072, China
a r t i c l e i n f o
Article history:
Received 30 May 2013
Received in revised form 6 July 2013 Accepted 9 September 2013
Available online 14 September 2013
Keywords:
Ti–Al alloy
Si–Al–Y co-deposition coating Y2 O3
Coating structure
High temperature wear resistance
a b s t r a c t
Si–Al–Y co-deposition coatings were prepared on a Ti–Al alloy by pack cementation process at 1050 for 4 h. The effects of pack Y2 O3 content (from 0 to 5 wt%) on the microstructure and constituent phases of the co-deposition coatings were studied, the wear resistance of the substrate and the coated specimens were also compared at 600 ◦ C in air. The results showed that the pack Y2 O3 content imposed strong influences on both coating structures and phase constituents. The coatings prepared with the pack mixtures con-taining 1 and 2 wt% Y2 O3 were composed of an TiSi2 out layer, an (Ti, X)5 Si4 and (Ti, X)5 Si3 (X represents Nb and Cr)middle layer, an TiAl2 inner layer and an Al-rich interdiffusion zone. However, the constituent phases changed into TiSi2 ,(Ti, X)5 Si4 and (Ti, X)5 Si3 in the out layer of the coating prepared with the pack mixture containing 3 wt% Y2 O3 . Moreover, (Ti, X)5 Si4 and (Ti, X)5 Si3 phases were observed in the outer layers of the coatings prepared with the pack mixtures containing 0 and 5 wt% Y2 O3 . The coating growth could be catalyzed obviously when the content of Y2 O3 in the pack mixtures increased from 1 to 2 wt%, but this phenomenon was not observed when further increased the pack Y2 O3 content to 3 or 5 wt%. Si–Al–Y co-deposition treatment improved the surface hardness and wears resistance of the Ti–Al alloy significantly. The wear resistance of the tested samples could be sorted in the following sequence: 1% Y2 O3 -coating gt; no RE-coating gt; bare Ti–Al alloy.
copy; 2013 Elsevier B.V. All rights reserved.
1. Introduction
The intermetallic alloy Ti–Al is considered as an most potential high-temperature structural material due to its low density and excellent strength retention properties at operating temperatures up to 800 ◦ C [1,2]. It is estimated that, with the use of Ti–Al in aero-engine, potential component weight savings of over 50% can be achieved over conventional super alloys [3]. However, the poor fric-tion resistance has been a major barrier to its practical applications [4]. Adding alloying elements such as Cr, Al and Si, etc. has been found to be an effective method to improve the wear resistance of Ti–Al alloy. However, further alloying usually leads to deteriora-tion of its mechanical properties [5]. Thus, a protective coating is necessary for the high-temperature applications of Ti–Al alloy.
Due to the excellent combination of low density, high hardness, wear resistance and high temperature oxidation resistance, silicide
Corresponding author. Tel.: 86 29 88494371/ 86 13 468764384; fax: 86 29 88494371.
E-mail addresses: fqxie@nwpu.edu.cn, 8386595@163.com (F. Xie).
coatings were extensively employed to improve the surface prop-erties of nickel and Ti components [6]. However, the brittleness was a serious problem to hinder the long-term applications of silicide coatings. Therefore, modified elements such as Al, B, Zr and Y, etc. have been employed to develop the silicide coatings. Among these elements, Al and/or Y have been reported to be beneficial in reduc-ing the grain size, improving the toughness and fatigue resistance of the coatings [7–9].
In this paper, Si–Al–Y co-deposition coatings were prepared on an Ti–Al alloy by halide activated pack cementation (HAPC) technique. The structure and the phase constituents, as well as the microhardness of the Si–Al–Y co-deposition coatings prepared with different pack Y2O3 contents have been investi-gated. The friction-wear behaviors of both Ti–Al substrates and selected coated specimens in dry sliding at 600 ◦ C were also investigated.
2. Experimental procedures
The Ti–Al alloy used for the co-deposition experiments with chemical composition of Ti-48–Al-2–Cr-2–Nb (at%). Specimens for
0169-4332/$ – see front matter copy; 2013 Elsevier B.V. All rights reserved. http://dx.doi.org/10.1016/j.apsusc.2013.09.050
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Y. Li et al. / Applied Surface Science lt; 全文共31639字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料 Y2O3对表面制备渗Si–Al–Y共沉积涂层的Ti–Al 合金的微观组织和耐磨度的影响 摘 要：采用1050℃下固溶工艺，在钛铝合金上制备了Si-Al-Y共沉积涂层，共沉积时间为4小时。研究了Y2O3含量(0~5 %)对共沉积涂层组织和组成相的影响，以及在空气中600℃时基体和涂层试样的耐磨性。。结果表明，Y2O3含量对涂层结构和相成分均有较强的影响。这个涂层含1-2％Y2O3，外层为一层TiSi2，中间为一层(Ti, X)5 Si4和(Ti, X)5 Si3（X代表Nb和Cr）里层为一层TiAl2和一层富铝界面熔合带。然而含3%Y2O3时，外层变为TiSi2（Ti，X）5 Si4和（Ti，X）5 Si3。此外，在含有0和5％Y2O3的涂层中还可以在外层观察到（Ti，X）5 Si4和（Ti，X）5个Si3。混合物中Y2 O3含量增加1-2％能对涂层有明显地催化增长效果，但是，当将含量进一步增加到3或5个百分点时，就没有出现这种现象。Si–Al–Y共沉积显著改善了表面硬度和钛铝合金的耐磨损性能。测试样品的耐磨性可以按以下顺序排列: 含1%Y2O3的涂层gt;无稀土涂层gt;铝钛合金。
金属合金钛合金被认为是最具潜力的高温结构材料，因为它的密度很低，而且在操作温度高达800摄氏度的情况下强度持久性卓越[1,2]。据估计，在航空发动机中使用钛铝可能比传统的超耐热不锈钢能节省超过50%的重量。然而，低摩擦阻力是其实际应用的主要障碍。添加铬、铝、硅等合金元素，是提高钛铝合金耐磨性的有效方法。然而，进一步的合金化通常会导致其机械性能的恶化。因此，对钛铝合金的高温应用来说，保护性涂层是十分必要的。含硅涂层由于其具有低密度，高硬度和耐磨性以及高温抗氧化能力被广泛应用到Ni，Ti金属表层来提高其表面性能。然而，脆性是阻碍硅化涂料长期应用的一个严重问题。因此，改性元素如Al、B、Zr、Y等已被应用于开发硅化涂料。据报道，这些元素中，Al和/或Y有利于减小晶粒尺寸并提高其韧性和抗疲劳强度。 在本文中，利用卤化物活性包胶结（HAPC）技术，在Ti-Al合金表层制备了一种Si-Al-Y复合镀层。不同Y2O3含量的Si-Al-Y涂层的结构，相组成和微观硬度都已做了研究。在600℃干摩擦中Ti-Al基层和涂层选样也已做了实验。
用于共沉积实验的Ti-Al合金的化学成分为Ti-48–Al-2–Cr-2–Nb （百分比）。利用电火花加工将涂层切成15*15*4mm。然后使用Si-C磨砂纸打磨抛光至no.1000,在超声波丙酮中清洗后干燥。 压制过程的压制混合物由10Si–10Al–mY2O3–8AlCl3·6H2O–(72 minus; m)Al2O3 (m = 0, 1, 2, 3 and 5 %, 纯Si, Al, Y2O3, AlCl3·6H2O and Al2O3粉末 （分别用于填料源、催化剂和填料的填充剂）组成。每一种粉末都是按比例来衡量的，然后在一个球磨机里混合4个小时。Si-Al-Y共沉积涂料是通过在氧化铝坩埚中埋下包粉，然后再用氧化 铝基硅溶胶密封。采用电管炉进行共沉积涂层的制备。共沉积温度为1050℃，熔炉以15摄氏度/分钟的速率加热到此温度，在1050摄氏度的高温下保温4小时后炉冷至室温。在HT-1000型摩擦磨损试验机上，采用盘式摩擦磨损试验机，在600℃干燥滑动条件下，对直径为4.76 mm的碳化硅球进行了摩擦磨损试验。所有的测试都是在4毫米的旋转半径内进行的，正常负荷为5.194 N，每小时的速度为224转/分钟。 利用x射线衍射(XRD，PANalyticXlsquo;PERT PRO)来区分共沉积涂层的各个相。通过扫描电镜(SEM，jdsm-6360lv)的扫描电镜(SEM)，分析了在样品测试中所产生的磨损表面的微观结构和形态特征，并对其进行了分析。采用HV-1000微硬度计，在0.49 N载荷和20 s的加载时间内对硅-铝-Y涂层的显微硬度进行了测量。试样的耐磨性能通过滑道上质量损失来评估。在摩擦和磨损试验前后，采用分析天平(精确0.1毫克)来衡量样品。
3.1 涂层结构 图1展示了Si-Al-Y共沉积层厚度的统计结果。从图中能很容易发现当涂层中Al2O3含量从0增加到2％时涂层的厚度从14增加到38m，但是当含量增加到5％时，厚度减小到19m。 图2展示了在1050摄氏度4小时制备的Si-Al-Y共沉积层的横截面图和元素集中剖面，很明显，该涂料具有多层结构。
图1.1050℃下保温4小时的Y2O3涂层厚度。 如图2(a)所见，没有Y2O3的涂层有一个4m厚的外层，一个7m厚的内部层和一个3m厚的内部扩散区。里层是不连续的，因为被烧结留下的孔隙打断了。EDS分析(图2(a))显示外层的Si含量大约是37.33-43。81%。根据XRD模式(图3)和二元Ti-Si相图，涂层外层是由(Ti，X)5Si4(X代表Nb和Cr)和(Ti，X)5Si3相组成。 图2(b)和(c)分别表示涂层Y2O3含量为1％和2％的横截面BSE图像。可以发现，这两种涂层具有一种结构，外层厚达10m，中间层厚达8m，厚层厚度为1500米，内部为5m厚的相互扩散区。EDS分析（图2（b）和（c））显示两种涂层外层Si的含量分别为65.94和65.73（%）。根据XRD模式(图3)和二元Ti-Si相图，他们是由TiSi2相组成。外层的下面是中间层，是由分明的40.65Si–54.56Ti–2.84Nb–1.52Cr–0.43Y(%)和41.23Si–53.85Ti–2.79Nb–1.56Cr–0.57Y (%)组合的。根据XRD模式(图4)和二元Ti-si相图，这两个中间层由(Ti，X)5Si4和(Ti，X)5Si3相组成。从上面的EDS分析中可以发现，当Y2O3的内容从1增加到2（％）时，Y的含量从0.43增加到0.57(%)。 图2(d)表示涂层 Y2O3含量为3％的横截面扫描图。结果表明，该涂层具有4m厚的外层、6m厚的中间层、12m厚的内层和3m厚的相互扩散区。此外，在外层和中间层的下部也观察到了许多气孔。EDS分析(图1(d))显示,外层Si和Y的含量分别在39.7-52.2和0.47-0.68的范围。根据XRD模式（图3）和二元Ti-Si相图，外层由TiSi2（Ti、X）5Si4和（Ti、X）5Si3相组成。中间层的成分为39.74si-50.49-2.82-1.56(%)，于Y2O3含量为1和2（％）涂层的中间层相似。 图2(e)表示Y2O3含量5%的涂层的横断面扫描图像。可以发现，涂层拥有400m厚的外层、12m厚的内层和300m厚的相互扩散区。图2(e)所示的EDS分析结果表明，这个外层的成分是40.13si-550.22 ti2.34 nb-1.40.89 Y(%)。 图2.Si-Al-Y共沉积层的横截面图和元素集中剖面。含量分别为 ((a), (a )) 0, ((b), (b ))1, ((c), (c ))2, ((d), (d ))3 and ((e), (e )) 5 %。
图3.不同Y2O3含量的涂层XRD分析。 图4.Y2O3含量分别为1%和3wt%的Si-Al-Y涂层中间层的XRD分析。 根据XRD模式(图3)和二元Ti-Si相图，它是由(Ti，X)5Si4和(Ti，X)5Si3相组成。 从图2中可以看出，不同Y2O3含量制备的涂层的内部层和相互扩散区是相似的。所以采用含量为3％的涂层进行下面的分析。图5展示了Y2O3含量为3%涂层内层的放大横断面扫描图和XRD模式。图5(a)显示的内部层呈现出不连续的形态，其特征是深灰色的基质和白色的条状组织。EDS分析表明，深灰色的基质(图5，1)的成分是60.48Al–4.31Si–32.77Ti–2.43Nb (%)，而条状组织的成分是49.07Al–11.06Si–37.36Ti–2.51Nb(%)。基于二元Ti-Al相图和x射线图（图5（b）），内部层应该由TiAl2构成。另外，在白色条状组织(图5，第2点)的Si(11.06%)的含量明显高于深灰色的基质，它们是富Si的TiAl2。相互扩散区就在里层的下面，EDS分析(图5，第3点)显示它是由56.20Al–40.86Ti–2.94Nb (%)组成。根据Ti-Al相图，可以得出它是富Al的Ti–Al。 图5.含3%Y2O3的Si-Al-Y涂层的BSE图像和XRD图谱；(a)为内层和互扩散区的BSE图像，(b)为内层的XRD图谱。 3.2 Si–Al–Y共沉积层结构的形成方式 图2所示的涂层的横截面图显示，在粉末冶金的过程中，硅、铝和Y的沉积过程是连续的。Si–Al–Y共沉积层的形成主要与活性原子有关。在等温加热过程中，沉积元素首先与催化剂发生反应，形成了一系列卤化物，如SiClx、AlCly和YCly(x=1、2、3和4，而y=1、2和3)。包体与基体之间的化学势梯度驱动了卤化物蒸气扩散到基体表面，Si，Al，Y在基底的反应扩散是控制速率的步骤。需要注意的是，AlClx的分压比SiClx大得多。因此，首先给出活性Al原子首先到达基底表面的事实是合理的，反应扩散方程可以首先给出如下结论： Ti-Al [Al] → TiAl2 随着Al原子在基底中的向内扩散，Al被消耗，并且相对地增加了Si的含量， 从而使Si和其它元素的沉积成为可能。由于Ti5Si3的生成焓最低 (-588.86 kJ/mol)，首先可以得到Si的反应扩散方程： [Ti] [Si] → Ti5Si3 然后: Ti5Si3 [Si] → Ti5Si4 Ti5Si4 [Si] → TiSi2 (Ti，X)5Si3被认为是Si在涂层形成过程中反应扩散的前沿界面，并最终停留在Ti5Si4层的前部。 含不同稀土元素的涂层相的形成和转换有区别可以用以下原理解释。当嘿加入时，Y取代钛造成了晶格畸变并增加了晶格畸变能，这种晶格畸变虽然不能产生空位，但是能增加钛向外扩散的速度（EDS分析确定在样品靠近表面的粉末中观察到了钛）。这会产生更多的空位并增加铝向内扩散的速度。因此，如图(1)所示，与未添加Y2O3的涂层相比，添加Y2O3的涂层的内层和互扩散区更厚。然而不同的Y2O3含量对相形成和相变的影响不一致。假设在包体中加入少量的(1，2 %)嘿，活性Y原子会吸附在薄膜表面，使涂层表面 ((k n 1)RE harr; RE3 kRE2 nRE (2k n 3)e)) 的微观和宏观不均匀性发生极化。这就产生了活性中心，增加了对活性硅原子的吸附，从而提高了硅的化学势和扩散速率。因此，添加1%和2%Y2O3可获得较厚的涂层。然而，当粉末中Y2O3含量增加至3和5%，催化剂会首先因为在1050◦C时YCly比SiClx有更高的分压而被Y2O3消耗。这将阻碍基底表面对Si原子的吸收。因此得到了较薄的涂层，分别如图2（d）和（e）所示。 3.3 Si-Al-Y共沉积涂层的显微硬度 图6表示的是Si–Al–Y涂层从表面到基体深度方向的显微硬度。结果表明，与Ti-Al合金相比，有Si-Al-Y共沉积涂层具有更高的显微硬度。涂层的硬度分布从表面到内部逐渐减小，这主要是由涂层中硅的形成引起的。从图中可以看出，含嘿1%的涂层硬度最大，且其表面硬度值达1610HK0.49，远大于其基底硬度。一般来说，耐磨性主要与材料的表面硬度有关。因此，含Y2O3%的涂层可以显著提高基体的耐磨性。
图6.Si–Al–Y涂层从表面到基体深度方向的显微硬度。 3.4 摩擦磨损行为 综上所述，上述讨论表明，Y2O3含量为1%(1Y2O3-涂层)的涂层比其它涂层更厚、更硬、更致密、更连续。因此，选用添加1%Y2O3的涂层进行高温耐磨试验。同时还选择了Ti-Al基体和Si-Al(无稀土涂层)共沉积涂层进行耐磨性对比试验。 3.4.1 摩擦系数和质量损失 图7阐述了Ti-Al合金和涂层在600℃干滑动时摩擦系数-时间曲线的变化。 图7.Ti-Al合金和涂层的摩擦系数 结果表明，Ti-Al合金的摩擦系数持续增加约20分钟，在试验结束前保持在0.8左右。然而，1Y_2O_3涂层和无稀土涂层摩擦系数的增加只分别持续了5分钟和15分钟左右。此外，在其余的测试中，它们都保持在0.35左右，远低于基体合金。从以上讨论可以看出，涂层在与SiC滑动中具有明显的减摩作用。另外，在涂层中添加Y，有利于提高涂层的耐磨性。 图8.Ti-Al合金、1Y2O3-涂层和无稀土涂层磨损率比较。 图8比较了Ti-Al合金、1Y2O3-涂层和无稀土涂层在600℃时与SiC干摩擦后磨损率的变化特征。值得注意的是涂层的磨损率远低于Ti-Al合金，其中1Y2O3涂层的磨损率最低， 全文共7129字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料 资料编号：[9727]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word |
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