金属陶瓷涂层（精选8篇）
金属陶瓷涂层 篇1
随着热喷涂技术应用的日益广泛以及对涂层使用性能的不断追求,由单一材料组成、具有单一结构的热喷涂涂层已难满足使用要求。金属陶瓷复合涂层是由高硬度、高熔点的陶瓷相和高韧性的金属基体组成,在热喷涂过程中,粉末中的金属黏结相被加热到熔化或半熔化状态,而未熔或半熔的陶瓷相在沉积过程中被撞击到基体上迅速固化或塑性变形的金属黏结相固定住,最终形成陶瓷相弥散分布于金属相中的金属陶瓷复合涂层。硬质相陶瓷颗粒的存在,增加了涂层的硬度,同时由于黏结相金属具有较好的韧性,阻止了裂纹的扩展,因此这种涂层可有效提高零件表面的耐磨和耐冲蚀性能[1,2]。
近年来,以WC,Cr3C2,TiC,TiB2等陶瓷作为硬质相,Ni,Co,Fe作为黏结相的热喷涂金属陶瓷复合涂层在全球引起广泛关注和研究[3,4,5,6]。众多研究表明,在热喷涂过程中,金属陶瓷复合粉末会发生氧化、分解和溶解等多种现象,直接影响金属陶瓷复合涂层中相组成、含量和分布情况以及涂层的结构强度,最终影响涂层的使用性能。喷涂方法、喷涂工艺参数以及喷涂粉末的特性是影响这些现象的主要因素。
1 热喷涂方法对金属陶瓷复合涂层组织性能的影响
早期制备金属陶瓷复合涂层,常规的喷涂方法主要是等离子喷涂,其最大特点是焰流温度高,可熔化高熔点的陶瓷类材料,但这也对碳化物陶瓷来说,由于过热容易发生较严重的脱碳氧化反应[7,8]。随着热喷涂技术向高能、高速方向发展,爆炸喷涂(Detonation Gun Spraying,D-Gun)和高速火焰喷涂(High Velocity Oxygen Fuel Spraying,HVOF)方法更具优势,逐渐取代等离子喷涂(Plasma Spraying,PS)成为制备金属陶瓷复合涂层的主要方法。
Mantyla等[9]曾比较了真空等离子喷涂(Vacuum Plasma Spraying,VPS),大气等离子喷涂(Atmospheric Plasma Spraying,APS),HVOF和D-Gun喷涂的WC-Co涂层,发现HVOF和D-Gun喷涂的涂层耐磨粒磨损性能最佳。Otsubo等[10]采用HVOF和APS制备Cr3C2-NiCr涂层,发现HVOF涂层中Cr3C2含量更多,结构比APS涂层均匀致密,在力学性能上,HVOF涂层硬度和韧性都较高,结合强度更是APS涂层的3倍。
相比于高速火焰喷涂和爆炸喷涂金属陶瓷复合涂层,大气等离子喷涂金属陶瓷复合涂层性能大幅下降主要与陶瓷相分解氧化严重和涂层孔隙率大,结构强度低这两个原因有关。
文献[11]认为是APS涂层在高温等离子焰流中加热,并在撞击到基体上快速冷却,这种“过热快冷”的机制产生了大量脆性相(分解产物和非晶相),并使粉末中陶瓷相在涂层中含量减少。这与许多研究结果[3,12]相一致:HVOF和D-Gun喷涂WC-Co涂层中只含有少量W2C和含钴非晶相,而等离子喷涂涂层中W2C和含钴非晶相较多,WC分解、氧化较严重,涂层力学性能和耐磨性能较差。
Matthews[13]对大量文献中HVOF,D-Gun,APS三种不同喷涂方法喷涂Cr3C2-NiCr涂层的孔隙率数据作了归纳统计,发现APS涂层的孔隙率大约为其他两种涂层的5～10倍。这被认为是在喷涂速度低,固-液两相粒子缺乏足够动能的APS喷涂过程中,粉末缺乏足够的夯实作用,且陶瓷相氧化产生大量气体来不及逸出造成的。
金属陶瓷复合涂层的硬度和韧性还受限于陶瓷相与黏结相之间的结合和层片间的结合。碳化物脱碳导致颗粒边缘次生碳化物(如W2C,Cr3C7)的形成,这会影响结合强度,从而劣化力学性能和耐磨性能。
H.Liao[14]和Sampath[15]曾采用HVOF喷涂WC-Co涂层,与APS对比,喷涂粒子将具有更高的动能和较低的温度,这使得粒子熔化程度降低,避免了大量脱碳氧化反应的发生,同时提高了涂层片层间的结合强度,降低了孔隙率,使涂层耐磨性能好于等离子喷涂涂层。这与Li等[16]的研究结果一致,他们对比了等离子喷涂和高速火焰喷涂Cr3C2-NiCr涂层的耐冲蚀磨损性能,认为HVOF喷涂涂层耐冲蚀磨损性比APS喷涂涂层性能高的主要原因是涂层致密性好,气孔率低。文献[17]采用球-盘摩擦磨损实验综合对比了等离子喷涂和HVOF喷涂WC-Co和Cr3C2-NiCr涂层的摩擦因数,发现HVOF涂层的摩擦因数始终小于APS涂层,而究其原因,主要是由于HVOF涂层的组织更均匀致密,结构强度高,硬度高,磨损过程中,硬质相不容易被剥落、挤出,形成三体磨损从而提高摩擦因数。
2 喷涂粉末特性对金属陶瓷复合涂层组织性能的影响
金属陶瓷喷涂粉末的特性主要包括粉末的形态和粉末中硬质相颗粒的尺寸,这两个因素都对热喷涂涂层的组织结构和性能具有重要影响。
2.1 粉末形态的影响
金属陶瓷复合粉末的形态往往由于制备方法的不同而表现出较大的差异。图1是四种主要方法制备的金属陶瓷复合粉末[18,19]。不同方法制备的粉末,碳化物在原始粉末中的分布形态不同, 会导致在焰流飞行过程中的熔化状态以及与基体碰撞瞬间的行为有所不同, 进而影响涂层的结构。
Wirojanupatump等[18]综合对比了HVOF喷涂三种不同形态粉末的Cr3C2-NiCr涂层的组织结构和性能,发现机械混合粉末在喷涂过程中陶瓷相与金属相会被分开加热与沉积,碳化物沉积率低,与黏结相结合差,组织不均匀,无论力学性能还是耐磨性能上都是最差的。烧结破碎粉末在喷涂过程中存在氧化和向金属相中溶解的行为,碳化物损失也较严重,但尽管如此,由于金属相溶有陶瓷相,涂层整体硬度得到提高,耐磨性能相对混合粉末涂层也较好。团聚粉末在喷涂过程中氧化、溶解等反应程度最低,涂层中碳化物含量最高,所以涂层耐磨性能最好。这与文献[20]的研究结果相一致,他们认为团聚工艺制备的粉末,在飞行过程中黏结相熔化较好, 碳化物因受黏结相的包覆熔化程度有所降低。同时, 这类粉末中碳化物颗粒均匀而细小,使得粒子与基体碰撞过程中碳化物颗粒反弹程度降低, 易于获得碳化物颗粒细小、含量高且与NiCr基体结合强度较高的涂层结构, 从而具有较高的抗磨料磨损性能。而机械混合粉末,NiCr黏结相和Cr3C2颗粒分离沉积, 因此喷涂过程中碳化物熔化和反弹损失程度较高,导致涂层中碳化物数量减小而降低其磨损性能。李长久等[21]的研究也发现烧结破碎型粉末的失碳量和氧化物含量是团聚型粉末的2倍。
此外,K.H. Baik等[22]研究认为疏松多孔的粉末由于较高的熔化程度会加剧粉末在喷涂过程中的脱碳和分解,密实的粉末可以抑制这种有害反应,这与Atteridge等[23]的研究结果相一致,后者的研究结果表明: 纳米结构实心粉涂层的冲蚀磨损率是空心粉末涂层的1/2,是传统实心粉涂层的1/3左右。然而密实的粉末如果不能够完全熔化,也将对涂层密实的层片结构产生影响。为了改进涂层的力学性能和耐磨性能,需要同时减小脱碳反应的发生和涂层的孔隙率。
包覆型粉末可以明显减小喷涂过程中碳化物氧化、分解反应的发生[19,24],但一些研究也发现包覆型粉末由于碳化物芯核尺寸较大,沉积时更容易发生崩弹[25],且大尺寸颗粒加厚了涂层层状组织的厚度,使颗粒之间的结合度下降,涂层气孔率升高,显微裂纹数量增多,涂层的性能降低[26]。文献[27]还采用了一种在喷雾干燥制备的WC-Co团聚粉末上利用氢还原法沉积一层较薄Co层的方法,使碳化物颗粒尺寸减小的同时,抑制了喷涂过程中脱碳和分解反应,最后发现相应涂层的性能得到了提高。
2.2 粉末中硬质相颗粒尺寸的影响
2.2.1 硬质相在喷涂过程中的脱碳程度
Usmani等[28]采用HVOF喷涂碳化物尺寸分别为1.2,3.8,7.9μm的初始WC-Co粉末,得到了碳化物尺寸与滑动磨损和磨粒磨损之间的关系,结果表明碳化物尺寸越小,喷涂过程中脱碳分解程度越大,断裂韧性和耐磨粒磨损性能越差。
在此基础上,Yang等[29]深入研究了不同粒度WC颗粒对HVOF喷涂涂层的影响,结果发现,随着碳化物颗粒尺寸的减小,脱碳相W2C,W含量明显增加,断裂韧性降低,孔隙率提高。在涂层的滑动摩擦磨损性能上,发现虽然碳化物颗粒的尺寸对涂层摩擦因数的影响不大,但较细碳化物颗粒的涂层的耐磨性能却显著增加,这与J.A.Picas等[4]的研究结果相同,他们都认为在细小碳化物颗粒的涂层中,金属黏结相之间结合更紧密,减少了硬质相颗粒的剥落,形成带磨粒的三体磨损机制,而即使剥落的硬质相颗粒,由于尺寸较小,在三体磨损中对涂层的破坏也很小。
热喷涂具有纳米结构硬质相的金属陶瓷复合涂层近年来引起了广泛关注。与微米结构硬质相涂层相比,纳米结构硬质相在喷涂过程中颗粒的铺展可得到有效改善,沉积效率和组织的致密性也将显著提高。但纳米结构硬质相由于具有比超细结构硬质相更高的表面活性,如果不能很好地控制喷涂参数,喷涂时更容易分解脱碳形成脆性相,影响涂层的断裂韧性。 D.A.Stewart等[30]对HVOF喷涂条件下制备的纳米结构WC-12Co涂层与常规WC-12Co涂层的磨粒磨损行为进行了深入研究,得出纳米结构WC-Co涂层的磨损率是常规WC-Co涂层磨损率的1.4～3.1倍,其原因主要是喷涂过程中纳米级WC颗粒更易溶解于熔融Co中,与Co相边缘氧反应造成脱碳,导致富Co相延性降低而优先脱落,然后WC颗粒大量脱落。
事实上,控制好喷涂条件和工艺参数,减少纳米硬质相的分解脱碳行为,保证纳米硬质相颗粒可以有效沉积到涂层中,是获得具有优良性能纳米结构或超细结构金属陶瓷复合涂层的关键。
2.2.2 硬质相在喷涂过程中的沉积行为
李长久[31]认为金属陶瓷颗粒撞击到基体上时是处于黏结相为液态,硬质相几乎为固态的固-液两相状态,硬质相颗粒的尺寸对两相粒子的变形影响很大,所以涂层中硬质相颗粒的尺寸依赖于初始粉末中硬质相颗粒的尺寸。文献[25]还提出了含有不同尺寸硬质相的颗粒扁平化沉积模型,如图2所示。该模型认为在硬质相颗粒小于或等于扁平粒子厚度时,硬质相颗粒可随黏结相扁平化;硬质相颗粒变大时,扁平粒子的厚度将受硬质相尺寸控制;而当硬质相粒子的尺寸超过一定范围后,当撞击到基体时容易崩弹脱落,但这种崩弹现象在低速(如等离子喷涂)或半溶化状态下将被大幅减小。
此外,Yunfei Qiao等[32]和J.M.Guilemany等[33] 研究发现含有纳微米混合硬质相颗粒的粉末制备的涂层具有极好的耐磨性能。这是由于纳米颗粒粉末熔化充分,形成了强韧的基体相固定了微米颗粒,使微米颗粒在摩擦磨损过程中不易剥落。这可以类比于混凝土,其中微米颗粒即是石子,纳米颗粒是沙子,而Co基相当于水泥,但这类研究还未真正展开。
3 喷涂工艺参数对金属陶瓷复合涂层组织性能的影响
对于热喷涂金属陶瓷复合涂层,喷涂工艺参数选择的关键是:(1)减小碳化物颗粒氧化分解的程度;(2)提高喷涂粉末的速度。
文献[34,35]系统研究了APS喷涂工艺参数对WC-Co涂层性能的影响,发现使用Ar/He气喷涂涂层脱碳分解较Ar/H2气喷涂涂层少得多。这是由于He作为次气在提高气体流速和等离子体密度的同时降低了等离子焰流的能量,并限制了氧气卷入焰流中,降低了WC的分解、氧化程度,最终提高了涂层的硬度、韧性和耐磨性能。Cartier等[36]在喷涂功率为22～42 kW之间APS喷涂了WC-Co实验时,发现喷涂功率对涂层的结构形貌影响存在一个临界值。这与W.Tillmann等[37]在采用APS喷涂WC-Co和Cr3C2-NiCr涂层时一致,他们发现涂层的孔隙率在500～600A电流范围内存在着先减小后增大的现象,这是由于电流越高,粒子的熔化会更充分。粒子的扁平度更高,涂层会更加致密。但随着电流的持续增加到600A时,碳化物氧化分解程度加剧,涂层的孔隙率逐渐增大。文献[38]也报道了喷涂距离对等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层孔隙率的影响,虽然影响参数不同,但机理却相似,即当喷涂距离过小时,粉末加热不够充分,扁平化程度低,孔隙率增加,结构强度降低;而当喷涂距离过大时,熔融状态的粉末发生严重的氧化、脱碳现象,同时粒子飞行速度减小,孔隙率同样增加。
对于HVOF工艺,燃料的性质、燃料与氧气的比率对脱碳影响很大。文献[39,40]对比了H2(氢气)、C3H6(乙炔)和C3H8(丙烷)作为燃料涂层的性能,发现C3H8作为燃料的涂层脱碳最少。He等[41]认为过高的燃氧比会使金属陶瓷粉末经历更高的温度,发生严重脱碳,导致涂层硬度和耐磨性降低。这与纪岗昌等[42]的研究成果相吻合,他们认为粒子碰撞基体瞬间的速度和熔化状态对沉积涂层的结构具有较大的影响。适中的燃气流量和氧气流量有利于在实现黏结相熔化的前提下,减少碳化物颗粒的分解, 获得碳化物颗粒细小分布均匀、层间结合状态较好的涂层结构。同时,他们也认为过大的喷涂距离会使飞行粒子撞击基体瞬间的速度、温度降低,影响粒子的扁平化程度和沉积涂层的致密度;过小的喷涂距离会引起粒子撞击基体时碳化物颗粒的反弹,降低涂层中碳化物含量。
同样,在爆炸喷涂中,随着爆炸频率和燃气流量的增加,涂层的孔隙率降低,组织结构更致密,但当两者过高时,涂层组织也会产生恶化[43]。
4 结束语
(1)等离子喷涂、HVOF喷涂和爆炸喷涂是三种制备金属陶瓷复合涂层的主要热喷涂方法,其中HVOF和爆炸喷涂比等离子喷涂在喷涂过程中碳化物分解更少,涂层孔隙率更低,结合强度更高。
(2)采用团聚型粉末制备的涂层性能好于烧结破碎、包覆、混合型粉末;实心粉末好于空心粉末,包覆型粉末分解氧化程度最低。而粉末中硬质相尺寸越小越容易发生分解,降低涂层的韧性,并影响涂层磨粒磨损性能,但在摩擦磨损中尺寸小的硬质相可以减小发生三体磨损的概率和破坏程度,粉末中硬质相尺寸过大容易发生崩弹现象,降低涂层中硬质相含量。
(3)优化工艺参数获得优良涂层的关键在于控制粉末的熔化状态和沉积行为,即在保证复合粉末能充分熔化并扁平化沉积的同时减少陶瓷相的分解和反弹。不同的喷涂方法在一定范围内优化工艺参数可以得到组织结构和性能相对优良的涂层。
摘要：从喷涂方法、粉末特性和工艺参数三个方面介绍了金属陶瓷复合涂层制备、组织结构及综合性能的最新研究进展。同时认为这三个方面综合控制着热喷涂过程中陶瓷相的分解、氧化以及复合粉末的沉积行为,并由此对复合涂层的组织结构、力学性能和摩擦磨损性能具有重要影响。在此基础上,选择合适的喷涂方法和复合粉末,优化喷涂工艺是获得优良性能的金属陶瓷复合涂层的关键。
关键词：热喷涂,金属陶瓷复合涂层,粉末特性,工艺参数
金属陶瓷涂层 篇2
姓名：彭博
学号：20130512225
班级：材料化学
摘要：简单介绍表面生物活性陶瓷的种类以及制备表面生物活性陶瓷的主要方法：等离子喷涂、溶胶-凝胶法、电沉积和激光熔覆等，并且介绍了各个方法对表面生物陶瓷的工艺参数、界面结合等因素进行分析，最后展望表面生物陶瓷材料的发展前景，并提出了表面生物陶瓷材料今后的研究方向。
关键词：表面生物活性陶瓷材料；制备方法；研究进展
前言：生物材料包括金属材料、陶瓷材料、高分子材料及其复合材料等。金属材料具有抗压和抗拉强度高、抗冲击性和延展性好、加工成形性好和质量波动小及可靠性高等优点。生物陶瓷材料作为无机生物医学材料，没有毒副作用，与生物体组织有良好的生物相容性，且具有耐腐蚀等优点。表面生物陶瓷材料（又称表面生物陶瓷材料）按照功能分为惰性表面生物陶瓷材料和表面生物活性陶瓷材料。表面惰性生物陶瓷材料是指在植入生物体后不与生物体发生相互作用的材料。在生物环境中能保持稳定，不发生或仅发生微弱化学反应的生物医学材料，包括氧化铝、氧化锆和氮化硅等，涂覆表面惰性生物陶瓷的植入体植入生物体后，涂层与生物机体组织不发生反应，机体不产生排异现象，在植入体与生物体之间形成一定厚度的纤维组织。同时机体组织生长到植入体表面，形成机械式固定结合。表面生物活性陶瓷材料是指在植入生物体的过程中，能够与生物体骨细胞和组织发生相互作用，逐渐转变成天然的股材料。它具有与生物体组织很好的生物相容性，其中最典型的为羟基磷灰石表面涂层材料和钙硅酸盐表面涂层材料。生物惰性材料不能与骨组织产生化学结合，只能被纤维结缔组织所包围，其与骨组织的结合和对骨组织的生长的促进都不理想，有的材料还可能溶出一些对生物体有一定毒性的元素。19世纪70年代，科学家开始将生物活性材料用于人工骨材料[1]，其中应用最广泛的是羟基磷灰石生物活性陶瓷，它是人体硬组织中主要的无极成分，与生物组织有良好的生物相容性，并能与骨组织形成骨性结合。与表面生物惰性材料形成鲜明的对比，更加说明了生物活性陶瓷的特性及研究意义。本文主要介绍表面生物活性陶瓷的种类、性能遗迹等离子喷涂、溶胶-凝胶法、电沉积及激光熔覆等主要制备方法[2]。
一、表面生物活性陶瓷的种类
【1.1】羟基磷灰石材料
人体骨中主要成分是M10(RO4)6(OH)2,其中M主要成分为Ca，R的主要成分为P，其结晶结构完整且为细长针状结构。羟基磷灰石[Ca10(PO4)6(OH)2]（简称HA）属流放晶系，其与人体骨中的无机物结构相同，植入人体后无毒、无体外排异反应，具有良好的生物活性和生物相容性[3]，是理想的人体骨替代材料。
关于HA涂层制备过程中的物理化学变化，目前亦取得一些显著成果。例如，等离子喷涂制备羟基磷灰石涂层过程中，羟基磷灰石粉料被高温等离子体(火焰温度高达100000K)加热并熔化，部分羟基磷灰石分解为Ca10(PO4)6O、α-磷酸三钙[α-Ca3(PO4)2]、β-磷酸三钙[β-Ca3(PO4)2]、磷酸四钙(Ca4P2O9)、CaO遗迹无定形相。
【1.2】钙硅酸盐材料
自1969年L LHench发现某些组成的玻璃能同骨骼形成化学键合以来，生物活性玻璃和α-W玻璃陶瓷已被广泛地应用于骨组织的修复和重建。发现在模拟体液中，CaO-SiO2基玻璃表面能形成骨磷灰石层，而CaO-P2O5基玻璃表面没有骨磷灰石生成，意味着CaO和SiO2成分是生物活性玻璃在体内与骨发生化学键合的主要原因。硅灰石的化学分子式为CaSiO3，其理论组成为48.3％CaO和51.7％SiO2。因此，硅灰石在体液中也应具有生物活性，并能诱导骨磷灰石在其表面形成。PSiihorpannnn等[4]发现在模拟体液中CaSiO3陶瓷表面骨磷灰石的形成速度比其他生物玻璃和玻璃陶瓷更快。Liu X Y等[5]采用等离子火焰球化商用硅灰石粉末(d为10~100μm)，以TiC4合金作为基体材料，制备了硅灰石涂层。硅灰石涂层在TiC4基体上的拉伸结合强度为42.8MPa。
二、制备表面生物活性陶瓷的方法
【2.1】等离子体喷涂技术
等离子喷涂法[6]是迄今为止研究最为广泛的制备表面生物陶瓷的方法。该技术利用等离子枪产生等离子流将生物陶瓷粉料高温加热熔融或接近熔融状态，高速喷至金属基体表面形成涂层。它能在基体与涂层之间提供很高的结合力，并能获得覆盖完整的涂层40~54μm。但由于等离子喷涂制备陶瓷涂层的过程中等弧θ高达1000°C以上，所以冷却时金属基体与涂层的界面存在很高的残余热应力和缺陷的集中，使得材料的破坏通常发生在界面处，不利于涂层的稳定且涂层与基体界面主要是机械咬合，结合强度也相应受到制约。另外等离子喷涂涂层与金属基体间物理性能差别较大，在界面处会产生较大的内应力，从而降低了涂层与基体的结合强度。Yang[7]等采用等离子体喷涂技术在Ti和CoCrMo合金上制备了高强度的ZrO2涂层。研究表明：在钛合金基体上3％Y2O3，稳定的ZrO2涂层结合强度为32MPa，而4％GeO2稳定的ZrO2涂层结合强度可达68MPa，这是因为4％GeO2稳定的ZrO2涂层中四方相ZrO2粒径较小，涂层的稳定性较好。Lu[8-11]等利用后处理技术对等离子体喷涂纳米TiO2涂层进行生物活化处理，获得了既具有良好生物活性和生物相容性，又与钛合金基体结合良好的TiO2涂层。
近年来发展了在铝合金表面等离子喷涂生物活性梯度涂层的研究，在基体与羟基磷灰石之间形成一个化学组成梯度变化的过渡区域，大大降低了界面处的应力，提高了界面结合强度。Lu等[12-15]采用等离子体喷涂技术，成功制备了硅灰石和硅酸二涂层，另外对透辉石涂层也进行初步探查，并对这些涂层材料的生物活性和生物相容性进行了探讨，说明利用等离子体喷涂的硅灰石涂层、硅酸二钙涂层和透辉石涂层都具有良好的生物活性和生物相容性。
【2.2】激光熔覆法
激光熔覆技术已成为制备各种功能涂层材料的有效手段之一，其最显著的特点就是涂层与基体之间能形成牢固的冶金结合，且熔覆层成分和稀释度可控。界面作为金属基生物活性陶瓷涂层极为重要的组成部分，其结构和性能对涂层稳定性及寿命起着决定性作用。因此，研究金属基生物活性陶瓷涂层界面的组织结构、结合机制及残余应力分布对获得高性能涂层尤为重要[16]。郑敏等[16]对熔覆层和界面的显微组织、相组成及成分等进行了研究，并重点分析激光熔覆生物陶瓷复合涂层的界面形貌、结合状态及残余应力分布。邓迟等[17]用X-射线衍射和能谱分析方法检测了表面生物陶瓷和涂层与界面的物相及成分分布，结果显示涂层内和涂层与基材间出现了新相，这表明其中发生了复杂的化学冶金反应，适当的激光熔覆工艺、涂层及基体的物性三者确定了化学冶金反应发生。在这些条件作用下，涂层内合成了具有生物活性的钙．磷陶瓷，形成了牢固的界面。高家诚等[18]先用高能激光束辐射预置于钛表面的陶瓷粉末，在金属表面原位合成生物陶瓷成分，再用X-射线衍射表征了涂层材料，测定了涂层与界面的结合强度。结果表明：获得的涂层的成分为生物陶瓷成分，其中的主要成分为羟基磷灰石(HA)，涂层与基材获得的界面强度达到42．96MPa，界面有较好的改善。张亚平[19]等在经过渡层预处理的TC 铝合金表面上预置设定配比的CaHPO4、CaCO3混合粉末，比较少量Y2O3粉末对合成与涂砚表面生物陶瓷的影响。经优化激光工艺处理后，成功地实现一步激光束合成与涂砚表面生物陶瓷。该涂层具有优良的力学性能，且改善了植人材料弹性模量与生物硬组织的匹配性。Y2O3，对表面生物陶瓷的合成及性能改善均有重要作用。王勇等[20]测试了激光熔覆表面生物陶瓷与基体的结合强度、涂层抗弯、抗拉和抗压强度，并计算了弹性模量。结果表明，稀土能够提高涂层与基体的结合强度、抗弯及抗拉强度，但降低了涂层的抗压强度。稀土在激光熔覆条件下充分扩散传质弥散分布于涂层熔池内，分散的稀土颗粒促进晶体形核和成长，细化晶粒，强化涂层。激光熔覆涂层复合材料能满足生理条件下的强度要求。激光是一种能量高度集中的能源，利用激光束对材料表面的局部区域进行加热、熔化，进行激光熔覆原位合成与涂覆羟基磷灰石(HA)等生物陶瓷的方法，由于合成生物陶瓷成分效率高，工艺新颖，操作方便而引起同行的关注。
【2.3】燃烧合成法
燃烧合成是一种制备生物涂层的新工艺，具有较大的优点[21]：燃烧温度高，反应速度快，工艺简单，设备要求低，生产率高，不受基体形状和大小的限制，可在复杂表面合成厚度均匀的陶瓷涂层等。国外已有报道采用溶液燃烧合成制备生物陶瓷粉末。在此基础上，拟开发溶液燃烧合成制备表面生物陶瓷的工艺[22]。刘咏等[23]采用然烧合成-水热法制备了表面生物陶瓷，用X-射线衍射、扫描电镜和粘接拉伸法分析了涂层物相组成形貌和涂层与基体的界面结合弧度。水热处理2h后，涂层中HA含量增加，延长水热处理时间，得到纯HA涂层，涂层δ为20μm。
【2.4】电沉积一水热合成法
Shirkhanzadeh等[24]首先报道了用电沉积法制备磷酸钙涂层的工艺：电沉积一水热合成法是一种低温下在含Ca2+和H2PO4-溶液中沉积磷酸钙涂层随后水热处理获取纯HA涂层的工艺，具有设备投资少、生产费用低、操作简单、原材料利用率高、工艺连续性好及易于实现自动化生产的优点。采用电沉积．水热合成法和高温锻烧相结合的方法，制备了表面生物陶瓷。刘芳等[25]研究了涂层与基体间过渡层的物相组成和界面结合强度。用X-射线衍射、扫描电镜和粘接拉伸法进行分析。研究结果表明：水热合成后，界面结合强度较低，为7.04MPa。在空气中煅烧，700°C以下时，界面出现极薄TiO2
层，同时随着煅烧温度的升高，界面结合强度提高。黄伯云等[26]评述了电沉积一水热合成法制备在羟基磷灰石表面生物陶瓷的相形成机理、工艺进展和工艺特点，并对有关问题进行了探讨。结果表明，采用电沉积．水热合成法制备羟基磷灰石表面生物陶瓷最大的缺点是涂层与基体结合力较低。今后，将在可控制涂层孔隙度梯度变化的基础上，着手研究涂层化学组分的梯度变化，降低涂层与基体问热膨胀系数等物理特性的差别，减少涂层材料中残余热应力和残余热应变，促进界面化学冶金结合，提高涂层与基体的结合强度。
【2.5】电泳沉积法
用电泳方法制备的表面生物陶瓷，基底和涂层界面不存在热应力，有利于增强基底和涂层的结合强度，而且电泳过程是非直线过程，可以在形状复杂和表面多孔的基底上制备出均匀的涂层，涂层再经过真空烧结等技术可以进一步提高HA与基底的结合强度。郭军松等[27]用异丙醇作为分散介质，对电泳沉积羟基磷灰石表面生物陶瓷进行了系统研究。经过制备稳定的悬浮液、电泳沉积及高温烧结等过程，在Ti6A14V合金上得到表面均匀的羟基磷灰石表面生物陶瓷。用X-射线衍射和扫描电镜等对羟基磷灰石颗粒的物相和沉积层的表面进行了表征。研究了电泳时间与电泳沉积量和电流密度、电泳沉积量与电泳电压之间的相互关系，并讨论了这些参数对电泳沉积过程的影响。并通过电泳沉积得到HA沉积层，沉积层在高温条件下烧结，制得羟基磷灰石表面生物陶瓷。同时，运用电容充电的模型，定性地解释了电泳沉积过程中质量、时间、电压及电流之间的关系曲线。
三、展望
表面生物陶瓷是综合运用材料科学和生命科学原理进行研制的一种新型陶瓷涂层材料。生物材料必须具备的特性是无毒性、无致癌作用，无变态反应，对周围生物组织无刺激和不引起其他故障作用在生物机体内材料的物理、化学性能稳定，经长期使用不会发生变质和力学性能降低的现象与生物组织亲和性好容易进行杀菌、消毒等。表面生物陶瓷的种类从生物惰性涂层材料发展到生物活性涂层材料、降解材料及多相复合材料。表面生物陶瓷材料可分为惰性表面生物陶瓷、活性表面生物陶瓷、降解表面生物陶瓷和复合表面生物陶瓷。目前，生物涂层材料的研究已经进入了攻坚阶段，而如何提高材料的界面结合强度又能够保证涂层的稳定性和生物活性则是研究的核心内容。随着各种制备方法的不断出现和改进，以及对其机理的深入研究，将会对生物涂层材料的研究提供强大的工具。从基于仿生原理出发，制备类似于自然组织的组成、结构和性质的理想生物材料，应该是生物材料的一个新的发展方向。参考文献
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金属陶瓷涂层 篇3
磨损是造成金属材料损耗和能源消耗的重要原因,约80%的机械零件失效是由磨损引起的。由此可见,提高机械零件耐磨性,对节约能源、减少材料消耗和延长机械零件的寿命具有重要的意义[1]。在众多磨损类型中,磨料磨损约占磨损损失的50%,而提高材料的硬度即可有效提高其耐磨性能[2,3]。热喷涂由于具有工艺简单,喷涂材料广泛,沉积效率高和成本低的特点而成为常用的耐磨损涂层制备方法[4,5]。 在工业中,由热喷涂技术制备的WC、Al2O3陶瓷涂层可以减小摩擦,降低磨损速率,从而起到保护零部件的目的。一般来说,陶瓷为脆性材料,在热喷涂陶瓷涂层形成过程中容易发生应力集中和裂纹扩展。此外,热喷涂陶瓷涂层与块体材料相比表现出较低的热导率,在摩擦过程中所产生的热量导致接触区域温度迅 速升高,使涂层的 磨损进一 步加剧。因而,热喷涂陶瓷涂层在摩擦磨损领域的广泛应用需要解决其固有脆性和低热传导率的问题[6]。
在陶瓷基体中加入韧性金属第二相可以显著改善涂层的微观结构和力学性能。此外,金属相的加入也进一步提高了复合涂层的热传导率。因此,金属陶瓷涂层由于兼有金属的韧性和陶瓷的硬度、耐高温等特点,是常用的耐磨材料,受到了广泛的关注[7]。目前,热喷涂金属陶瓷涂层已经在航空航天、造纸、发动机和石油工业等领域得到了广泛应用。这些涂层包括WC-Co、Cr3C2-NiCr、WC-CoCr以及Mo2C-Mo等[8,9,10,11]。
1热喷涂金属陶瓷涂层技术
热喷涂金属陶瓷涂层的结构和磨损性能受喷涂颗粒在飞行过程中的温度和速度影响显著。一般来说,涂层的致密度随喷涂颗粒温度和速度的增加而增大。而喷涂颗粒的温度和速度直接 与热喷涂 粉末的结 构特征和 热喷涂工 艺有关[12,13]。
1.1金属陶瓷喂料的特性
热喷涂喂料特性包括初级颗粒的分布、尺寸和复合颗粒形态。其中初级颗粒的分布和复合颗粒形态往往因其制备方法的不同而异。常用的喂料粉末制备方法有烧结破碎法、 喷雾干燥法和包覆法等[14]。图1为3种方法制备的金属陶瓷喂料粉末((a)烧结破碎,(b)喷雾干燥,(c)包覆)。以不同方法制备的喂料表现出不同的初级颗粒分布和复合颗粒形态,因而会使得其在喷涂过程中的熔化状态以及与基体的碰撞行为不同,从而影响涂层的结构。
其中,烧结破碎所制备的粉末形状一般为不规则的块状且带有棱角,颗粒内部较致密,金属颗粒与陶瓷颗粒结合较好。而采用喷雾干燥法所制备的粉末接近球形,形状规则, 表面粗糙多孔,粒度分布窄且流动性好。由其所制备的涂层比烧结破碎法粉末的涂层致密度和显微硬度高,孔隙率低。
此外,包覆型粉末除了满足热喷涂流动性和颗粒尺寸的需要外,还可以起到保护芯核材料防止喷涂过程中发生化学反应的目的,如钴包覆的碳化钨。但由于碳化物芯核尺寸较大,沉积时更容易发生崩弹。
1.2热喷涂金属陶瓷涂层工艺
在热喷涂过程中,颗粒的速度和温度成为控制金属陶瓷涂层结构和摩擦磨损性能的主要控制因素。其中,颗粒飞行速度显著依赖于焰流的速度,而颗粒温 度则依靠 焰流的温 度[18]。目前,主要制备金属陶瓷涂层的热喷涂工艺有等离子喷涂、超音速火焰喷涂和冷喷涂[19]。图2为典型热喷涂工艺的速度和温度分布范围。
由于金属陶瓷颗粒中陶瓷的熔点较高,早期的金属陶瓷涂层制备技术主要为等离子喷涂,其主要特 点是焰流 温度高,可以熔化高熔点的陶瓷材料。然而对于碳化物陶瓷材料来说,过高的温度容易使其发生严重的脱碳氧化反应。随着热喷涂技术向高能、高速方向发展,超音速火焰喷涂和冷喷涂方法相比等离子喷涂而言具有更高的速度和较低的温度, 从而在喷涂碳化物基金属陶瓷涂层方面更具优势,逐步取代等离子喷涂成为制备金属陶瓷涂层的主要方法[21]。
2热喷涂方法和工艺参数对金属陶瓷涂层摩擦磨损性能的影响
2.1热喷涂方法的影响
王洪涛等[22]以超音速 火焰喷涂 制备了孔 隙率分别 为1.36%、2.76%的致密WC-12Co和Cr3C2-25NiCr金属陶瓷涂层。研究发现,涂层与基体结合良好,且Cr3C2-25NiCr涂层的磨损质量损失约为WC-12Co涂层的3倍。其中,犁沟切削是涂层磨粒磨损初期的主要特征,而碳化物颗粒的断裂与剥落则是涂层磨损后期失效的主要原因。通过与大气等离子喷涂 对比,Otsubo等[23]采用超音 速火焰喷 涂制备了Cr3C2-NiCr涂层。研究发现,在组分上,超音速火焰喷涂涂层中Cr3C2含量更高;在结构上,超音速火焰喷涂涂层更加均匀致密并且其力学性能较好,主要表现为硬度和结合强度的提高。Li等[24]分别采用等离子喷涂和超音速火焰喷涂方法研究了WC-Co涂层的孔隙率。结果发现,与等离子喷涂WC-Co涂层相比,超音速火焰喷涂WC-Co涂层的孔隙率显著降低。这归因于喷涂粒子的飞行速度,对相同粒径粉末而言,在等离子喷涂过程中粒子的飞行速度为100~200m/s, 而超音速火焰喷涂粒子速度可以达到400~500m/s。此外, Berger等[25]则研究了大气等离子喷涂和超音速火焰喷涂两种工艺对WC-(W,Cr)2C-Ni涂层结构的影响。他们发现, 在大气等离子喷涂过程中喂料粉末的结构遭到破坏,而采用超音速火焰喷涂沉积的涂层结构与喂料颗粒结构类似。由此可知,与大气等离子喷涂相比,超音速火焰喷涂的“低温高速”工艺所得到的金属陶瓷涂层结构更加致密且力学性能较好。
除超音速火焰喷涂和大气等离子喷涂外,爆炸喷涂和低压等离子喷 涂也是制 备金属陶 瓷涂层的 重要工艺。吴旭等[26]采用爆炸喷涂系统在不锈钢基体上制备了NiMo-TiC金属陶瓷涂层。涂层截面的维氏硬度可以达到850HV0.3左右,孔隙率接近1%。通过XRD分析发现,喷涂过程中部分TiC会在氧的作用下形成TiO和Ti2O3。大部分Mo在喷涂焰流中被氧化,并且所产生的氧化产物被爆炸产生的气流加热气化,没有沉积到涂层中。陈枭等[27]采用低压等离子喷涂技术制备了致密的MoB/CoCr金属陶瓷涂层。研究发现,涂层组织为层状结构且表层硬度为930HV0.2,涂层的结合强度在71MPa以上。相对310S不锈钢,MoB/CoCr涂层具有良好的抗磨粒磨损性能,并且随着磨损转速的增加,涂层的失效形式为严重的颗粒剥落与犁沟切削方式。
除了传统热喷涂技术,反应热喷涂是材料的原位反应合成技术,利用喷涂过程中喷涂材料组元间的反应原位合成涂层材料并同时沉积成涂层,从而使涂层材料的合成与沉积一步完成。王海涛等[28]以蔗糖为碳的前驱体、TiFe粉为原料制备Fe-Ti-C系反应热喷涂复合粉末,通过等离子喷涂沉积TiC/Fe金属陶瓷涂层。研究发现,每个复合粉末颗粒构成独立的反应单元,在喷涂过程中首先出现Ti-Fe液相,然后整个颗粒发生球化。熔化的颗粒内部生成大量细小TiC颗粒,表层有少量TiC聚集,与基板碰撞后形成复合强化片层与TiC聚集片层交替叠加的涂层结构。徐俊龙等[29]以钛铁粉、镍粉、铁粉和碳的前驱体(蔗糖)为原料,采用前驱体碳化复合技术制备了Ti-Fe-Ni-C系反应热喷涂粉末,通过等离子喷涂技术原位合成并沉积了TiC/Fe-Ni金属陶瓷涂层。其所制备的涂层由不同TiC颗粒含量的TiC/Fe-Ni复合片层组成,并且TiC颗粒成球形。通过对涂层的磨损性能测试表明,所获涂层在相同条件下的耐磨性是Ni60涂层的7倍。
2.2热喷涂工艺参数的影响
除了喷涂方法对金属陶瓷涂层结构的重要影响,喷涂参数也在一定范围内决定了飞行粒子的速度和熔融状态。针对此类问题,有研究者通过大气等离子喷涂工艺参数的调整来达到提高涂层摩擦磨损性能的目的。Sánchez等[30]分别以H2和He为次气,通过大气等离子喷涂技术沉积WC-Co涂层。研究发现,由于以He为次气而产生的等离子焰流含有较低的热能,从而降低了WC的溶解和碳化,所沉积的涂层具有较高的硬度、韧性和耐磨损性能。除了次气的选择和调整外,Bonache等[31]通过与以 纳米粉沉 积的涂层 相对比发 现,等离子弧强度对采用微米粉末所制备的WC-Co涂层耐磨损性能影响更大。归其原因,这与喷涂过程中等离子弧强度所引起涂层孔隙率的降低和涂层相组分发生的变化有关。 相比大气等离子喷涂,真空等离子喷涂具有焰流速度高和粒子动能大的优点。Chen[32]探讨了工艺参数对真空等离子喷涂MoB/CoCr涂层的摩 擦磨损性 能的影响。其所得到 的MoB/CoCr涂层结构致密并且具有较高的硬度 (930HV0.2) 和结合强度(71MPa),通过磨损性能测试发现,涂层具有较高的磨损性能。
此外,在超音速火焰喷涂金属陶瓷涂层参数研究方面, Ma等[33]研究了燃料流量、喷涂距离和冷却条件对超音速火焰喷涂WC-12Cr涂层硬度和孔隙率的影响规律,并得到了最佳优化喷涂参数。刘胜林等[34]以纳米NiCr/WC粉末为原料,采用活性燃烧超音速火焰喷涂技术制备了NiCr/WC金属陶瓷涂层,研究了工艺参数对纳米NiCr/WC涂层与基体之间结合强度的影 响。结果发现,在喷涂材 料确定的 条件下,热喷涂涂层与基体之间的结合强度主要取决于热喷涂工艺。尤其是喷涂距离,对涂层与基体之间的结合强度的影响非常明显。
3热喷涂喂料特征对金属陶瓷涂层摩擦磨损性能的影响
热喷涂涂层是将粉末注入到焰流中,经过熔化、加速沉积到基体上而形成的。因而涂层结构与喂料粉末特性有很大关系。目前,许多学者从复合颗粒特征出发,研究喂料结构和初级颗粒尺寸对金属陶瓷涂层摩擦磨损性能的影响机制。
3.1喂料粉末结构的影响
目前,不同粉末的喂料结构主要通过不同粉末制备工艺获得。Li等[24]研究了烧结破碎、团聚和包覆等粉末制备方法得到的5种不同结构的粉末沉积WC-Co涂层。他们发现, 与钴团聚致密 的碳化钨 在喷涂过 程中难以 分解。Berger等[25]采用团聚-烧结、烧结-破碎和团聚-等离子致密化粉末以超音速火焰喷涂制备了WC-(W,Cr)2C-Ni涂层。通过对比发现,采用烧结-破碎和团聚-等离子致密化粉末得到的涂层中存在较多裂纹,而以团聚-烧结粉末沉积的涂层较为均匀且耐磨损性能较好。Zhu等[15]通过对包覆和团聚粉末沉积的Ti2B-Ni涂层微观结构的表征证实,相比包覆粉末沉积的涂层而言,以团聚粉末制备的涂层更加均匀和致密,并且具有低Ti2B损耗的特点。由于Ti2B在团聚粉末沉积涂层的均匀分布,以团聚粉末沉积的Ti2B-Ni涂层具有较低的摩擦系数和磨损速率。因此,喂料颗粒结构的改变必然会对金属陶瓷涂层结构和磨损性能产生重要的影响。
在组分含量的影响机制上,王洪涛等[35]采用3种不同NiCr粘结相含量金属陶瓷粉末,以超音速火焰喷涂方法制备了Cr3C2-NiCr、WC-12%Co涂层。结果表明,Cr3C2-NiCr涂层的抗腐蚀冲蚀性能优于WC-12%Co涂层,其原因是NiCr合金在腐蚀液中形成钝化膜的速度较快,而且其抗腐蚀能力也比Co强。 此外,通过对比 还发现:Cr3C2-40% NiCr和Cr3C2-25%NiCr涂层的腐蚀冲蚀率低于Cr3C2-10% NiCr涂层。
3.2初级颗粒尺寸的影响
据报道,烧结纳米尺度金属陶瓷在滑动磨损和磨料磨损条件下均表现出较高的耐磨损性能,而热喷涂WC-Co涂层却呈现相反的变化趋势。Jia等[36]研究了WC-Co金属陶瓷中碳化物尺寸对磨损行为的作用规律,发现随WC颗粒尺寸的降低,烧结WC-Co金属陶瓷的耐磨损性能显著提高。针对初级颗粒尺寸 对金属陶 瓷涂层磨 损性能的 影响机制,Li等[37]通过对超音速火焰喷涂WC-Co和Cr3C2-NiCr金属陶瓷涂层的研究发现,较大尺寸碳化物颗粒在碰撞基体表面时容易发生反弹,而小颗粒碳化物在金属粘结相扁平化过程时易于嵌入其中,因而所沉积的涂层具有较好的耐磨损性能。 Yang等[38]研究了WC-12%Co涂层的滑动磨损行为与碳化物颗粒尺寸的关系,发现其磨损速率随碳化物尺寸的增加而增大。通过微观结构分析发现,在滑移界面处形成的摩擦膜对涂层的滑动磨损起着重要作用。在磨损初始阶段,碳化物的断裂和脱落导致Co颗粒暴露在涂层表面,因此Co起到粘结剂的作用而形成了延展性良好且致密的摩擦膜以进一步保护磨损涂层表面,从而降低了涂层的磨损速率。
在抗腐蚀冲蚀磨损方面,王洪涛等[35]以超音速火焰喷涂方法,采用微米和纳米两种尺度WC颗粒的金属陶瓷粉末, 制备了WC-12Co涂层。对比发现,以微米级WC颗粒的WC-12% Co粉末制备的涂层的抗腐蚀冲蚀磨损性能要优于用纳米级WC颗粒的WC-12%Co粉末制备的涂层,其原因可能与涂层的致密度有关。此外,他们[39]还以团聚烧结制备的多尺度WC-12Co、WC-10Co-4Cr和WC-17Co粉末为原 料,利用冷喷涂沉积多尺度WC-Co金属陶瓷涂层。结果显示,3种冷喷涂多尺度WC-Co金属陶瓷涂层组织均比较致密,并且涂层保持了与原始粉末相同的相结构。而粘结相Co由于强烈塑性变形而发生了部分同素异构转变,涂层组织无传统层状结构,WC颗粒呈现微米、亚微米及纳米多尺度分布特征。
此外,近年来有文献报道,双峰尺度喂料颗粒对金属陶瓷涂层摩擦磨损性能有显著影响。Yang等[40]采用同时含有微米和纳米尺度双峰WC颗粒的WC-Co喂料颗粒,以冷喷涂工艺制备的WC-Co金属陶瓷涂层具有较高的硬度和断裂韧性。针对此问题,Ma等[41]采用纳米、亚微米、微米和双峰尺度初级粉末以HVOF喷涂沉积WC-12Co涂层。通过对比发现,双峰WC-12Co涂层为典型的双重结构,并且其表现出最低的磨损速率和摩擦系数。此外,在金属陶瓷中加入润滑介质也在一 定程度上 提高了涂 层的耐磨 损性能。Wang等[42]通过在WC-Co复合粉末中加入一定含量的碳,所沉积的涂层具有较好的硬度和韧性,从而涂层表现出较高的耐磨损性能。
4结束语
(1)耐磨损金属陶瓷涂层的研究热点主要集中在WC-Co和Cr3C2-Ni(Cr)体系,等离子喷涂、超音速火焰喷涂和冷喷涂是制备耐磨损金属陶瓷涂层的常用方法。由于防止碳化物脱碳氧化的需要,采用“低温高速”的超音速火焰喷涂和冷喷涂所沉积的金属陶瓷涂层耐磨损性能较好。
(2)喷涂参数在一定范围内决定了飞行粒子的速度和熔融状态。喷涂过程中工艺参数的调整优化在保证金属陶瓷粉末能够充分熔化的同时,又可以减少碳化物颗粒的分解。 通过喷涂功率、喷涂距离和气体流量等关键参数的调节,可以得到结构和耐磨损性能相对优良的金属陶瓷涂层。
(3)喂料特征是影响涂层结构和磨损性能的重要因素。 相比较包覆和烧结破碎粉末而言,以团聚粉末沉积的金属陶瓷涂层具有均匀的结构,且耐磨损性能较好。通过对不同初级颗粒尺寸粉末所沉积的涂层研究发现,颗粒尺寸的降低可以显著提高金属陶瓷的耐磨损性能。此外,以双峰尺度喂料粉末沉积的涂层相比单一尺度颗粒沉积的涂层具有更好的耐磨损性能。
摘要：随着热喷涂技术的发展,热喷涂金属陶瓷涂层在摩擦磨损领域得到了广泛应用。简要介绍了金属陶瓷颗粒的特征和常用热喷涂金属陶瓷涂层技术。然后从热喷涂方法、工艺参数和粉末特征3方面阐述了金属陶瓷涂层的制备和结构,重点评述了热喷涂金属陶瓷涂层摩擦磨损性能的研究进展,最后对热喷涂技术制备性能优异的耐磨损金属陶瓷涂层的要求进行了系统总结。
陶瓷热障涂层研究获进展 篇4
长春应化所科研人员立足于稀土科技的国际前沿, 开展了热障涂层的设计和失效机理研究, 取得了一系列创新性科研成果。提出了将稀土应用于热障涂层材料并通过离子取代来改善材料性能的思想;深入研究了热障涂层新材料和结构, 发明了以稀土为主的一系列新型高温热障涂层材料即稀土锆酸盐。在此基础上, 研究人员设计了使用温度≥1250℃的双陶瓷层、多陶瓷层和界面梯度热障涂层材料, 极大地提高了涂层的使用温度和寿命, 突破了8YSZ (8wt%Y2O3的使用温度极限, 为研制在更高温度下使用的涂层开辟了一条新途径。
热障涂层技术利用陶瓷材料的高隔热性和耐腐蚀性来保护金属基底, 在能源、航空、航天等方面都有重大应用价值。常规热障涂层材料8YSZ稳定化的Zr O2) 因在高温下发生相变、烧结和透氧, 不能承受1200℃以上的高温。目前, 世界各国都在努力研究能替代8YSZ、可在更高温度下使用的热障涂层材料。
金属陶瓷涂层 篇5
本研究使用光学设计软件TFCalc对金属陶瓷薄膜进行太阳光谱反射率模拟计算,确定了最优的涂层结构并在Cu基体上进行了实验室制备。之后,测定涂层在空气高温处理前后的结合强度和光谱特性,评价了涂层的空气高温稳定性。
1 TFCalc涂层优化设计
太阳能选择性吸收涂层基本结构主要包括:减反层、吸收层和红外反射层。据之前的研究成果,考虑到涂层在中高温条件下的稳定性,本研究以Cu作为基体,初步设计了2种金属陶瓷涂层1＃和2＃。涂层整体结构见图1,2种涂层的材料见表1。
注:其中吸收层为反射层和减反层的过渡材料
通过TFCalc光学薄膜设计和分析,反复优化各层厚度, 分别得到1＃和2＃的最优太阳光谱(380~2500nm)反射率谱图,见图2和图3。
2种涂层的优化结果见表2。从表2可看出,1＃涂层对太阳光的反射率小于2＃涂层,忽略光在金属材料中的穿透,则对太阳光的吸收率与反射率反相关,因此认为1＃涂层对太阳光的吸收率更高。
根据TFCalc光学设计结果,使用磁控溅射镀膜仪,在Cu基体上制备了如1＃结构的太阳能选择性吸收涂层(具体制备工艺略),并对涂层进行空气高温稳定性测试。
2涂层的空气高温稳定性测试
2.1试验方法
本研究将制备好的涂层分成若干试样,在空气高温处理前后,测定其结合强度和光谱特性,然后将测试结果进行对比分析。
空气高温处理使用马弗炉,300℃保温3h。结合强度的测定使用划痕法,设备为中科院兰州化学物理研究所生产的WS-2004涂层附着力自动划痕仪,用声发射检测法确定临界载荷Lｃ,可以定量的确定涂层结合强度。光谱特性测定,采用岛津UV3600紫外-可见光-近红外分光光度计分别测量在空气高温处理前后,涂层在0.34~2.50μm波长范围内的反射谱线。
2.2结果及分析
参照GB/T 9286—1998《色漆和清漆漆膜的划格试验》, 对常温和300℃/3h处理后的试样,进行初步的结合强度定性判断,测定结果见图4。按照该标准,高温处理前,薄膜结合强度达到3级,高温处理后,薄膜结合强度下降到4级,薄膜表面不再平整,甚至出现裂痕和薄膜脱落的情况。
[(a)常温涂层宏观结合强度;(b)300℃/3h涂层宏观结合强度]
划痕法得出结果见图5。从图5可看出:常温下工作,涂层的临界载荷为11.62N,在300℃ 空气高温处理3h后,临界载荷下降到8.75N。同时对比图5和图6可见,空气高温处理情况下,在达到临界载荷后,涂层与基体界面失稳更加严重。
[(a)常温,Lc=11.62N;(b)300℃/3h,Lc=8.75N]
图6为常温下,涂层对300~2500nm太阳光波段的反射图谱。可知,在太阳光谱范围内,涂层在500~1500nm范围内反射率最低,维持在3%左右,在300~500nm范围内较高,维持在10%左右,在1500~2400nm范围内最高,最高位达到15%。总体上,常温下涂层对太阳光的平均反射率为7% 左右。这与TFCalc设计的结果基本一致。
经过300℃/3h退火后,膜层对太阳光可见波段的反射率发生一些变化,膜层高温处理前后的太阳光反射光谱见图7。 由图7可知,通过高温处理后的薄膜与处理前相比,在300~ 500nm范围内,变化较大,反射率明显增高,由原来的10%左右增加到20%;在1500~2400nm范围内,薄膜反射率也明显增高,由原来的最高15% 增加到最高可达25%;而在500~ 1500nm范围内,薄膜反射率基本保持不变,依然保持在3%左右。整体而言,在空气中300℃/3h退火后,太阳光反射率由之前的7%上升到14% 左右,反射率的上升必然导致涂层对太阳光的吸收率下降,从而影响涂层对太阳光的吸收。
3结论
(1)使用光学软件TFCalc设计了一种太阳能选择性吸收涂层,其太阳光谱反射率为5.63%。该涂层为Al-Al２O３金属陶瓷复合涂层,其中红外反射层Al和减反层Al２O３厚度均为100nm,吸收层厚度为60nm。
(2)磁控溅射法制备的Al-Al２O３金属陶瓷复合涂层,常温下太阳光谱反射率为7%左右,与TFCalc模拟结果基本吻合,可以使用TFCalc对太阳能选择性吸收涂层进行设计。
金属陶瓷涂层 篇6
金属材料是应用最广的工程材料, 但随着工程设备工作条件的日益苛刻, 单纯的金属材料已经难以满足工程使用要求。在金属表面涂覆陶瓷涂层, 可以使合成的复合材料既能保留金属的强度和韧性, 同时又具备陶瓷耐磨损、耐腐蚀、耐高温等特性, 可以大幅提高材料的使用性能。
陶瓷涂层的制备方法有很多, 如气相沉积法、热喷涂法、溶胶-凝胶法, 涂覆法等[1~4], 其中自蔓延高温合成法 (Self-propagating High-temperature Synthesis, SHS) 因具备设备简单、工艺流程短、产品质量高、生产成本低等显著优点而备受关注。目前, 利用SHS法制备陶瓷内衬复合管已经大范围地投入实际生产应用, 成为一种成熟的实用化技术, 但是基于SHS技术, 在金属板件表面制备陶瓷涂层的研究并不多见, 主要原因在于平面涂层的燃烧合成在工艺上实施困难, 与金属管内形成涂层相比, 反应没有约束力, 极易产生飞溅, 加之体系热量损失较大, 金属板表面难以形成熔池, 导致涂层与基体结合强度不高。此外, 由于大多数陶瓷与金属基体的润湿性不好, 也给涂层的制备带来相当大的困难[5]。
随着涂层技术的深入研究, 国内外学者对金属板件陶瓷涂层的制备工艺进行了改进、优化, 已经不再局限于单一的SHS技术, 而是以SHS技术为基础, 结合其他涂层技术, 扬长避短, 探索新的金属板类陶瓷涂层的制备方法, 以获得性能优异的陶瓷涂层。
1 SHS法制备金属板件陶瓷涂层的基本原理
自蔓延高温合成法是一种利用外部能量诱发局部化学反应, 依靠反应过程中释放的极高反应热, 使化学反应过程自发地持续进行, 进而获得目标产物合成方法[6]。不同的反应体系, 反应温度和反应速率不同, 通常反应温度为2000~4000 K, 反应速率为0.1~15 cm/s[7]。
图1所示为SHS法制备金属板件陶瓷涂层的原理图, 反映了SHS表面强化的基本原理。燃烧波的后面是高温反应区 (合成区) , 由该区域提供反应热, 维持燃烧波的蔓延。反应结束后, 待产物冷却, 即得到陶瓷涂层。
2 SHS金属板件陶瓷涂层的制备工艺
2.1 SHS铸造涂层技术
SHS铸造技术是一种选择高放热的反应体系, 或使用辅助工艺使反应体系提供的燃烧温度超过生成物熔点, 再通过传统的铸造工艺将所获得的高温熔体冷却, 从而获得铸件的技术[8]。SHS铸造涂层技术在金属板类涂层制造领域主要包括SHS反应铸渗涂层技术和SHS熔铸涂层技术两个方向, 因其具有节约能源、工艺简单、制备出的涂层致密度较高等优点而得到了该领域的研究者们的广泛关注。
SHS反应铸渗涂层是利用金属熔液在浇注过程中的高温使反应物压坯熔融或烧结致密, 同时引发原位高温化学反应, 最后在金属铸件表面生成具有一定厚度的复合涂层。SHS反应铸渗工艺具有如下优点: (1) 铸件与表面硬化层可同时获得, 对制备形状复杂的零件十分有利; (2) 增强相在铸渗过程中通过原位复合反应生成, 增强相颗粒表面洁净, 与基体结合良好。SHS反应铸渗涂层原理如图2[9]所示。
SHS熔铸涂层, 即处于熔融状态的SHS反应产物在重力作用下发生物相分离, 生成物冷却后得到的涂层。SHS熔铸法制备金属板类陶瓷涂层目前还处于实验室研究阶段, 利用该方法在金属板上实现涂层的大面积涂覆, 是今后研究的方向之一。
焦安源等[10]考虑到陶瓷具有较高的脆性和硬度, 在切割复合钢板时, 容易出现涂层断裂、破碎现象, 为得到无需切割、陶瓷涂层完整且与基体表面结合良好的复合钢板, 设计了带卷边的Q235钢板作为基体, 利用SHS熔铸法在钢板表面直接制备了Al2O3陶瓷涂层。结果表明, 复合钢板的涂层表面光滑, 涂层由基体层, 过渡铁层, 氧化铝陶瓷层三层组成, 其硬度在1100 HV以上;复合钢板与涂层的剪切结合强度为2.79~3.7 MPa, 拉伸结合强度约为0.76 MPa, 与涂层厚度近似成正比;涂层与金属基体之间的结合形式主要是机械结合和微冶金结合, 且结合强度较小, 卷边对涂层的箍紧作用是结合力的主要来源, 增加涂层厚度和卷边高度可有效提高基体与涂层的结合强度。
Muye Niu等[11]以AISI 1020碳钢为基体, 以Cr、C、Ni和Si粉为原料, 将Cr粉+C粉、Ni粉+Si粉在行星式球磨机中充分混合, 在基体表面依次铺上两层反应物, 分别是Ni粉+Si粉层和Cr粉+C粉层, 在30 MPa左右压力下冷压, 引燃后迅速反应, 结合SHS和重力铸造工艺, 形成2~3 mm的Ni3Si-Cr7C3复合涂层。研究发现, 高硬度陶瓷相Cr7C3的形成使得复合涂层与基板之间有着良好的冶金结合;涂层的微观硬度达到900 HV, 复合钢板的耐磨性显著提高, 甚至比一些轴承钢的耐磨性更加优越。
尽管SHS铸造技术在金属板件陶瓷涂层的制备领域取得了一系列成果, 但是如何控制反应过程、如何提高陶瓷涂层与基体的结合强度, 仍然是亟待解决的问题。
2.2 SHS结合激光表面处理技术
激光表面处理是激光在表面处理技术领域中的新的应用, 尽管在激光应用领域中所占的比重不大, 但由于激光表面处理同其他表面处理技术相比具有很多优点, 因此关于激光表面处理的研究相当活跃[12]。利用SHS结合激光表面处理技术制备陶瓷涂层复合金属板, 一方面可以充分发挥SHS技术的优势, 另一方面又能弥补SHS工艺带来的陶瓷涂层疏松多孔、与基体结合不良等缺陷, 从而可提高复合金属板的性能。
激光熔覆是一种典型的激光表面处理技术, 它利用大功率激光束扫描基体表面, 将选定的材料熔化到基体上, 最终形成具有抗腐蚀、硬度高、耐磨性好等特性的涂层。Masanta M等[13,14]利用SHS技术在钢板表面合成了Ti B2-Ti C-Al2O3复合陶瓷涂层, 随后再通过激光熔覆技术强化钢板表面, 制备出了性能优异的金属陶瓷复合钢板。对复合钢板的摩擦性能进行了研究分析, 结果表明, 在正常载荷范围内, 载荷越大, 涂层磨损率越大, 摩擦系数越小;激光功率和激光扫描速度对涂层的摩擦性能并没有十分显著的影响。
激光表面合金化是另一种应用广泛的激光表面处理技术, 它是将化合物或合金元素直接或间接地结合到基体表面, 利用高能激光束的作用使合金元素或化合物均匀、快速地分散并熔渗在熔池中, 经过液化层的扩散作用和表面张力效应等物理现象的影响, 熔化层快速形成表面合金化层[15]。激光表面合金化与激光熔覆有许多相似之处, 但激光熔覆后的基体成分基本上不进入涂层中, 而经过激光表面合金化处理形成的表面层是合金涂层与基体共同形成的混合层[16], 这一特点对增强涂层与基体的结合强度十分有利。
Chatterjee S等报道了利用SHS结合激光表面合金化技术制备Al2O3-Ti B2-Ti N陶瓷复合钢板的研究情况[17,18]。他们在AISI 1025钢板表面以Ti O2 (纯度99.5%, 1.0~2.0μm) 、h-BN (99.5%, 325目) 、Al粉 (99.7%, 40μm) 混合物为前驱粉体, 在高能激光束作用下, 诱发自蔓延高温反应, 随后再通过激光表面合金化工艺对涂层进行激光重熔后处理, 最终制得了Al2O3-Ti B2-Ti N陶瓷复合钢板。结果表明, 相对于未经过激光后处理的涂层, 经过激光重熔后处理的涂层晶粒得到了明显的细化, 涂层表面更加光滑, 涂层硬度和耐磨性都得到了显著的提高。
2.3 SHS反应热喷涂技术
热喷涂技术是以液体燃料、气体或等离子弧、电弧作为热源, 将金属、合金、陶瓷等材料加热到半熔融或熔融状态, 并以高速喷向经过预处理的工件表面而形成附着牢固的表面层的方法[19]。SHS反应热喷涂技术是SHS技术与热喷涂技术相结合而发展起来的新技术, SHS反应热喷涂的方法有很多种, 其中应用较广泛的有SHS反应火焰喷涂、SHS反应电弧喷涂、SHS等离子喷涂等。
SHS反应火焰喷涂主要是把气体作为辅助热源, 引发喷涂粉末的自蔓延反应。马壮等[20]报道了采用该技术, 将Al-Ti O2-B2O3铝热反应剂引入喷涂材料中, 在镁合金AZ31B表面制备Al2O3基复相陶瓷涂层的研究情况。研究表明, 该复合涂层熔化充分, 涂层与基体之间形成良好的冶金结合;复合涂层热震次数可达45次, 孔隙率为0%, 具有很好的致密性;涂层最大显微硬度为1224 HV0.1, 其耐磨性比镁合金基体提高了8倍以上。王晶等[21]将铝热剂A1/Cu O加入到氧化铝钛粉陶瓷骨料中, 采用SHS反应火焰喷涂技术在AZ31B镁合金表面制备了Al2O3基复相陶瓷层, 测试了陶瓷层的组织结构、致密度、结合强度和耐磨性。结果表明, 与普通火焰喷涂制备的铝钛粉陶瓷层相比, 该方法制备的Al2O3基陶瓷层内部有Cu3Ti O5、Cu2+1O、Al等新相生成, 涂层致密度良好、结合强度和显微硬度较高, 其耐磨性较普通火焰喷涂铝钛粉涂层有显著提高。
在陶瓷涂层制备领域应用较多的是等离子喷涂。其优点是, 基于等离子焰流的高温, 可喷涂材料的范围得到了极大地扩展, 几乎所有固态工程材料都可喷涂;另外, 基体受热损伤小, 更容易获得低孔隙率且与基体有较高结合强度的陶瓷涂层[22]。Zou B等[23~25]以La Mg Al11O19-Ti-B4C为反应体系, 利用SHS反应等离子喷涂技术在镁合金板表面制备了Ti C-Ti B2复合涂层, 涂层多孔且显微结构细密, 表现出较好的耐磨性。研究还发现, Ni粉的加入可以有效降低涂层的孔隙率, 显著提高涂层耐磨性。
3 展望
作为一种合成制造技术, 自蔓延高温合成法是用于制备金属板件陶瓷涂层的一种有效方法, 和传统的涂层相比, SHS金属板件陶瓷涂层具有优良的性能, 为促进其在工业领域的应用, 许多课题还有待深入研究和探讨, 主要有:
(1) 自蔓延反应速率的控制。有效控制自蔓延反应速率, 一方面可以提高反应率, 另一方面可减少反应热量的散失, 促进熔池的形成。
(2) 陶瓷涂层与基体间润湿性的研究。良好的润湿性有利于陶瓷涂层与基体之间形成冶金结合, 增强结合强度, 减少金属复合板在使用过程中涂层剥落现象的发生。
(3) 添加剂对复合材料性能的影响。加大对稀土元素及其化合物添加剂对陶瓷涂层组织结构的影响, 以获得更优的机械性能。
陶瓷涂层应用中问题产生原因分析 篇7
针对某高温合金材料特点研制的涂层, 解决了常规涂层使用温度低和涂层烧结温度高不适合该材料使用性能的瓶颈。具有良好的高温性能和抗高温氧化及高温燃气腐蚀的的性能。近段时期, 现场生产的零件存在涂层局部掉瓷等问题, 造成零件返修率高, 各种原材料的浪费, 拖延生产进度, 影响产品的准时交付。
为了满足产品的质量要求, 也为了满足进度的需求, 需要查出问题产生的原因并制定相应的过程控制方法。
1 研究目标
涂层表面应使平整、光滑、均匀、没有暗斑、气泡、针眼、裂纹、流塘、划伤、漏基体等缺陷。
2 工艺流程
来件检查→有机溶剂除油→吹砂→喷涂→涂层干燥→烧结→检验→发出
吹砂前应用汽油等有机溶剂清洗零件表面。吹砂风压为0.3MPa, 距离100mm~150mm, 粒度为60-100目。
3 原因分析
3.1 数据统计
对现场6 6 件零件质量进行了统计, 其中, 不合格数为20件, 合格率为69.7%, 对缺陷进行调查, 缺陷类型包括局部掉瓷、涂层刮碰、涂层厚度不足、来件有伤等。通过统计局部掉瓷和涂层刮碰两项占缺陷的90%, 为造成涂层不合格的主要原因。针对这两项问题, 分别从人、机、料、法、环等方面进行分析。
3.1.1 涂层局部掉瓷原因分析
(1) 局部涂层结合力差。通过实际零件加工过程的跟踪, 发现工人在吹砂前没有对零件表面进行清理。由于零件机械加工过程中表面被设备上的油污、冷却液等污染, 另外周转箱中油污严重, 也对零件表面造成污染。吹砂前零件表面的污物不清理干净, 将会使污物重新积聚在零件上, 同时也将砂粒污染, 直接影响了涂层结合力。
(2) 吹砂不足。吹砂可使零件粗化, 扩大表面积, 增加涂层和基体的结合力。但如果吹砂不够, 零件表面过于光滑平整, 料浆黏附的均匀性不好, 致使涂层结合力差而脱落。
3.1.2 涂层刮碰原因分析
通过跟产发现, 工人每喷一件后, 将其放在流动车上的托盘上, 由于托盘长期在高温下烧结导致底板变形凸起, 零件间产生碰撞, 而此时涂料刚喷上没有固化, 碰撞直接导致涂层被破坏。
周转箱不是零件专用, 内部有大量的锋利金属削, 带有涂层的零件在装卸、运输时, 被金属削划伤, 导致涂层表面有大量的划痕存在。
3.2 措施
针对上述原因分析, 制定了相应的纠正措施:
(1) 零件吹砂前增加有机溶剂除油处理, 保证零件表面清洁、无污物。
(2) 吹砂处理时, 严格按照工艺参数执行, 确保吹砂质量。
(3) 制作专用周转箱, 定期更换烘烤用托盘, 保护托盘底板平整, 不翘曲;零件装夹过程中不能碰到涂层表面任何部位。
4 试验结果与讨论
通过上述原因分析, 制定了相应措施, 并对实际加工的涂层质量进行了测试。
4.1 附着力测试
通过拉开法进行了涂层附着力检测, 涂层没有发生大面积剥离现象。涂层附着力大于17MPa, 符合标准要求。
4.2 热震性能测试
在700℃条件, 对耐高温涂层进行了1000次热震试验, 其微观形貌 (表面和截面) 如图1所示。
4.3 措施验证
为了验证措施的有效性, 对后期加工的134件零件涂层质量进行了统计分析, 不合格的零件2个 (主要问题是局部非涂表面过涂) , 一次操作合格率达98.5%以上。试验结果表明措施是有效的, 达到了预期的目标。
结语
通过对该问题的分析及控制解决, 发现操作者存在一种误区, 认为吹砂可以对零件表面起到清理的作用, 因此, 吹砂前可不进行表面清理。通过此次问题的解决让操作者认识到了吹砂前的清理工序是不可省略的, 必须执行。
通过该项目的实施, 解决了一直困绕现场的工作难点, 改变了员工错误意识, 同时提升了员工解决问题的能力及操作技巧, 对质量工作的持续提高起到了促进作用。
参考文献
[1]李铁藩.金属高温氧化和热腐蚀[J].中国腐蚀与防护学会, 2003.
金属陶瓷涂层 篇8
关键词：金属基体,陶瓷涂层,抗氧化,涂覆方法
0 引言
金属基陶瓷涂层是结合金属材料和陶瓷材料的各自优点而制备的一种新型复合材料,它为解决在苛刻环境下要求材料具有特殊性能提供了一个有效的解决途径,同时也为扩大金属材料、陶瓷材料的应用范围[1,2,3,4]。
实验采用料浆法制备高温合金基陶瓷涂层。研究了涂覆方法(刷涂、浸渍和喷涂)和涂覆厚度对陶瓷涂层试样高温抗氧化性能的影响规律,旨在通过对不同涂覆工艺方法和涂覆厚度进行研究和优化,为高温合金基抗氧化陶瓷涂层在工程机械、石油化工和陶瓷生产等领域的应用提供基础研究。
1 实验部分
1.1 粘结料制备
陶瓷粘结料的原料配方组成如表1所示,按配方组成配制后混合均匀,然后置于坩埚中在高温炉(1400~1520℃)中熔制、水淬、干燥、破碎后备用。
1.2 料浆制备与涂覆
(1)料浆制备
陶瓷粘结料与Cr2O3或重烧Mg O按质量比分别为1∶0.5和1∶0.3配制涂层料,涂层料与水的质量比为1∶0.5,并外加3%的水玻璃作为粘结剂,使其充分混合成均匀的料浆后备用。
(2)合金基体的预处理
高温合金基体经过切割(规格为40mm×40mm×4mm)、打磨、碱洗、酸洗等表面预处理,在风箱中干燥后备用。
(3)料浆的涂覆
采用料浆刷涂、浸渍和喷涂工艺施于合金表面,涂料层厚度分别约为50μm、100μm、200μm,涂敷后的试样经干燥后备用。
1.3 涂层料的熔烧
试样的高温熔烧在马弗炉中进行,根据高温合金的物化性能以及陶瓷涂层料与高温合金之间结合性能的要求[5,6],采用优化的熔烧制度如图1所示。
1.4 试样性能表征
采用质量增加法来表征涂层试样的抗氧化性能[7,8]。把检测试样在1200℃的马弗炉中保温不同的时间,用试样实验前、后的质量增加率来表征其抗氧化性能,具体计算公式如下:
公式中:ΔM:试样氧化质量的增加率/%
M0:试样的起始质量/g
M1:试样氧化后的质量/g
采用扫描电子显微镜(SEM,JSM-6700F型)对涂层试样的界面结构和形貌进行观察。
2 结果分析与讨论
2.1 涂覆方式对涂层试样高温抗氧化性能的影响
不同涂覆方式所得试样在1200℃条件下,经过30h抗氧化的实验结果如图2所示。从图中可以看出,三种涂覆方法所制备的涂层对金属基体均具有明显的氧化保护作用,并且在三种涂覆方式中,喷涂方法所得的试样的高温抗氧化效果最好,其次是浸渍和刷涂。如Cr2O3质涂层中,浸渍与刷涂试样的氧化增重率比喷涂的分别增加了80%和120%;同样在重烧Mg O质的涂层中,分别增加32%和58%;此外,在相同的涂覆方法条件下,Cr2O3质涂层抗氧化能力要优于重烧Mg O质涂层。
产生这一实验结果的原因为,喷涂能够使料浆雾化均匀,在基体表面形成均匀的料浆涂层,在熔烧时能够很好地包裹合金基体,而浸渍涂覆由于金属基体不吸水,在重力影响下使料浆涂覆厚薄不均,导致在熔烧时涂层不能均匀、完全地覆盖于金属基体的表面;而刷涂会引起涂层表面出现高低不等的条纹,出现与浸渍法一样的结果,使涂层试样的抗氧化性能的下降。对于Cr2O3质涂层抗氧化能力要优于重烧Mg O质涂层,主要是由于涂层的致密性不同引起的,从图3两种涂层截面的SEM照片可以看出,Cr2O3质涂层结构致密性要明显优于重烧Mg O质涂层,且界面处生成了合适的中间层,从而增加氧气在涂层中的扩散阻力,导致涂层的抗氧化能力提高。
注:(a)Cr2O3质涂层,(b)Mg O质涂层
注:涂覆方式为喷涂,抗氧化测试工况:1200℃×30h
2.2 涂层厚度对试样高温抗氧化性能的影响
涂层厚度对试样高温抗氧化性能影响的实验结果如图4所示。从图中可以看出,两种试样随着涂层厚度的增加,试样的抗氧化能力逐渐增强,如涂层厚度由100μm增加到300μm,两种涂层试样的氧化能力增加16~26%之间。因此,适当地提高涂层厚度有利于抗氧化性能的提高。其原因为涂层厚度的增加,可以增加氧气在涂层中的扩散路程,从而减小了对涂层试样的氧化速度。此外,随着涂层厚度的增加,会导致涂层试样抗热震性能的降低,因此,综合涂层试样的高温抗氧化能力和抗热震性能考虑,涂层厚度在100~200μm是比较合适的。
3 结论
(1)三种涂覆工艺所制备的涂层均可以有效提高试样的高温抗氧化能力,其中喷涂法所制备试样高温抗氧化能力最佳,比浸渍和刷涂法所制备涂层试样的抗氧化能力提高30~120%;
(2)涂层厚度增加可以有效提高试样的高温抗氧化性能,综合涂层试样的抗氧化和抗热震性能考虑,合适的涂层厚度在100~200μm之间。
参考文献
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