噴涂功率對納米熱障涂層組織及性能的影響

孫友貝 周春根

(北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100191)

熱障涂層被廣泛應(yīng)用到航空渦輪發(fā)動機部件中，用以保護(hù)基體，提高發(fā)動機進(jìn)口溫度以及延長發(fā)動機部件壽命［1-3］.典型的熱障涂層系統(tǒng)包括起隔熱作用的陶瓷層，主要由Al2O3組成的氧化層(TGO)以及起改善基體和陶瓷層的熱不匹配和抗高溫氧化腐蝕作用的粘結(jié)層.由于具有低的熱導(dǎo)率和高的熱膨脹系數(shù)，Y2O3部分穩(wěn)定的ZrO2(YSZ，Yttria Stabilized Zirconia)被用作制備陶瓷層.近年來，由于納米 YSZ熱障涂層相對傳統(tǒng)YSZ熱障涂層具有較高的熱膨脹系數(shù)、較高的抗熱震性能、較低的熱導(dǎo)率以及較好的力學(xué)性能，納米YSZ熱障涂層受到了廣泛關(guān)注［4-7］.

涂層的剝落或脫粘通常發(fā)生在熱震過程中，因而抗熱震性能是決定涂層服役壽命的重要指標(biāo).涂層在熱震過程中產(chǎn)生的應(yīng)力導(dǎo)致了涂層的脫落.這些應(yīng)力主要受涂層的厚度、表面粗糙度、相成分以及服役溫度影響［8-10］.如果納米YSZ在噴涂過程中完全熔化，原始納米特征將會喪失，而降低納米YSZ的熔化度則可能導(dǎo)致涂層結(jié)合強度的降低［11］.本文采用掃描電子顯微鏡(SEM)、X射線衍射(XRD)等方法研究了大氣等離子噴涂工藝參數(shù)對納米YSZ熱障涂層組織結(jié)構(gòu)和熱震性能的影響，分析涂層失效機理，以期有助于今后涂層的優(yōu)化，進(jìn)一步提高涂層的壽命.

1 實驗

1.1 原料及涂層制備

選用鎳基高溫合金作為基體，成分為Ni-9Cr-10Co-2.5Mo-7.5W-5.4Al-4.1Ta-1.8Hf-1.2Ti(摩爾分?jǐn)?shù))，尺寸為φ15 mm×3 mm.采用DZ-HL5000超音速火焰噴涂設(shè)備制備Ni-25Cr-5Al-0.5Y(質(zhì)量分?jǐn)?shù))粘結(jié)層，厚度約為100 μm，超音速火焰噴涂工藝參數(shù)按照以往研究的工藝參數(shù)［12］.采用GP-80型大氣等離子噴涂設(shè)備制備8%質(zhì)量分?jǐn)?shù)納米YSZ陶瓷層，厚度約為250 μm，等離子噴涂工藝參數(shù)見表1.

表1 等離子噴涂設(shè)備的工藝參數(shù)

1.2 孔隙率

采用Olympus-BX51M型金相設(shè)備測定不同工藝下制備的陶瓷層孔隙率.

1.3 熱震

將試樣放到管式爐中，加熱溫度為1 100℃，保溫時間為5 min，然后迅速從爐中取出投入到20～30℃的水中，待其完全冷卻后取出、晾干，再放入爐中加熱，重復(fù)上述步驟，直到涂層出現(xiàn)裂紋、起皮或剝離，脫落總面積達(dá)到10%時，視為涂層失效，此時的熱震次數(shù)為熱障涂層壽命.

1.4 顯微結(jié)構(gòu)分析

采用日本電子JSM-6500掃描電子顯微觀察涂層的組織形貌.采用日本理學(xué)D/max2200PC型自動X射線衍射儀(其中X射線衍射靶材為銅，電壓為40 kV，電流為40 mA)對涂層進(jìn)行物相檢測分析.

2 結(jié)論與分析

2.1 組織結(jié)構(gòu)

圖1為不同功率下陶瓷層斷裂形貌圖，從圖中可看出陶瓷層中包含熔融相和未熔相，未熔相結(jié)構(gòu)較為松散，其中包含了納米晶粒，并且隨著功率的增加晶粒尺寸逐漸變大，納米區(qū)域逐漸減少.

圖1 不同功率下陶瓷層斷裂形貌圖

圖2為不同功率下制備的陶瓷層的金相圖.可以看出當(dāng)功率較小時，陶瓷層中大孔較多，隨著功率的增加，孔隙率逐漸減少，分別約為16.4%，15.3%，11.7%和10.8%.

圖2 不同功率下制備的陶瓷層的金相圖

圖3 不同功率下陶瓷層制備態(tài)XRD分析圖

圖3為不同工藝下陶瓷層制備態(tài)的XRD分析圖，從圖中可以看出，陶瓷層中未發(fā)現(xiàn)單斜相ZrO2，僅有四方相ZrO2存在.

2.2 熱震

圖4為涂層熱震失效后截面形貌圖.從圖4中可以看出不同功率下制備的熱障涂層失效的位置都在TGO層附近的陶瓷層中，功率為37.5kW，39 kW和45 kW時，涂層中有明顯的貫穿陶瓷層的縱向裂紋，而42 kW時涂層中沒有貫穿陶瓷層的縱向裂紋.涂層失效時的熱震次數(shù)結(jié)果如表2所示.從表中可以看出，隨著功率的增加，涂層的熱震次數(shù)先增加后減少.熱障涂層中納米結(jié)構(gòu)的存在可以有效的緩解和松弛熱震過程中產(chǎn)生的熱應(yīng)力，提高涂層的應(yīng)變?nèi)菹蓿瑥亩岣咄繉拥目篃嵴鹉芰?隨著功率的增加，涂層中納米結(jié)構(gòu)所占比例降低，納米結(jié)構(gòu)的影響逐漸降低，當(dāng)功率達(dá)到一定值時，涂層喪失納米結(jié)構(gòu)，熱震次數(shù)降低;功率較小時，涂層孔隙率較大，不致密，結(jié)合強度較低，使得涂層的熱震次數(shù)較低.

圖4 涂層熱震失效后截面形貌圖

表2 不同功率下熱障涂層熱震次數(shù)

圖5為不同功率下涂層失效后陶瓷層XRD分析圖.從圖中可以看出，陶瓷層中沒有發(fā)生四方相ZrO2向單斜相ZrO2的相變，所以熱震過程中不會產(chǎn)生相變應(yīng)力.

圖6為經(jīng)過70次熱震后涂層的截面圖.從圖中可以看出，功率為37.5 kW，39 kW和45 kW時，涂層中有明顯的縱向裂紋和靠近TGO層上方的橫向裂紋，特別是37.5 kW時，縱向裂紋貫穿整個陶瓷層，而42kW時，涂層中沒有明顯的靠近TGO層上方的橫向裂紋，裂紋數(shù)較少.

圖5 不同功率下涂層失效后陶瓷層XRD分析圖

圖6 70次熱震后涂層的截面圖

圖7為經(jīng)過70次熱震后涂層的TGO形貌圖.從圖中可以看出隨著功率的增加，TGO厚度依次約為1.56μm，1.22μm，1.14μm 和0.95μm.隨著功率的減小，陶瓷層的孔隙率逐漸變高，而孔隙率越高更有利于氧氣的傳輸，加速界面的氧化.由能譜分析可得TGO層中黑色區(qū)域為富含Al區(qū)，主要為Al2O3，灰色區(qū)域為富含Ni和Cr區(qū)，主要為 NiO，Cr2O3，Ni(Cr，Al)2O4組成的混合氧化物，這是由于粘結(jié)層中的Ni和Cr擴散到TGO層上方形成了混合氧化物［13-14］.TGO形成過程中，體積發(fā)生膨脹，由于體積的變化不可能完全協(xié)調(diào)轉(zhuǎn)換為剛性位移，從而使得TGO處形成應(yīng)力，由于高溫過程時間較短，TGO厚度沒有達(dá)到破壞界面層的臨界值，TGO與粘結(jié)層仍然結(jié)合牢固［15］.陶瓷層和粘結(jié)層的熱膨脹不匹配會產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，在熱震過程中，涂層的熱應(yīng)力可以根據(jù)式(1)計算［16］:

式中，σ為熱應(yīng)力;EC為陶瓷層的彈性模量;αS為粘結(jié)層熱膨脹系數(shù);αC為陶瓷材料熱膨脹系數(shù);ΔT為熱沖擊時的溫度差;VC為陶瓷層泊松比.當(dāng)試樣從1100℃投入到20～30℃的水中時，短時間內(nèi)產(chǎn)生了800～900℃溫度差，會在涂層中產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力.陶瓷層脆性較大，當(dāng)靠近陶瓷層和粘結(jié)層界面處的陶瓷層產(chǎn)生的熱應(yīng)力超過陶瓷層的斷裂韌性時，就會在該位置形成微裂紋，并沿平行于陶瓷層和粘結(jié)層界面的陶瓷層擴展傳播，最終導(dǎo)致涂層的剝落失效［17-18］.

3 結(jié)論

1)不同功率下制備的陶瓷層包含熔融相和未熔相，未熔相結(jié)構(gòu)較為松散，存有納米晶粒，相組成為四方相ZrO2;

2)隨著功率的增加，涂層的納米區(qū)域逐漸減少，孔隙率從16.4%降低到10.8%;

3)隨著功率的增加，涂層的熱震壽命先增加后減少;

4)不同功率下制備的涂層失效位置均位于靠近TGO處的陶瓷層中.

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