大气等离子喷涂（精选7篇）
大气等离子喷涂 篇1
等离子喷涂是以非转移的等离子弧为热源,喷涂材料以粉末的形式送入焰流中心而获得涂层的一种方法[1]。等离子体热源温度可高达10000K,在材料不分解或直接升华的前提下可以熔融任何一种材料,因此等离子喷涂得到最广泛的应用。氧化物陶瓷具有熔点高的特点,采用等离子喷涂制备氧化物涂层是非常适合的,目前已经取得了较大的成功,广泛作为耐磨、耐蚀和绝缘涂层。这些涂层主要包括氧化铝、氧化铬、氧化锆、氧化铝-氧化钛等陶瓷涂层[2,3,4]。然而,普通等离子喷涂的陶瓷涂层致密度低,一般在10%左右,需进行封孔处理以提高其性能,但封孔不能根本提高涂层的性能,需采用其他工艺以获得质量优良的氧化物涂层[5]。
低压等离子喷涂(Low Pressure Plasma Spray,LPPS)是在大气等离子喷涂(Air Plasma Spray,APS)的基础上发展起来的,由于是在低压氩气惰性气体保护下,该工艺具有粒子速度高,涂层不易受污染等特点,特别适合喷涂金属或金属合金涂层[1]。LPPS的工艺特点决定了采用该工艺可以获得结合强度高、致密的涂层。近来人们提出了采用LPPS制备高致密氧化物陶瓷涂层,以适应环境恶劣条件下对高质量陶瓷涂层的需求[6]。
氧化铝涂层在电子、半导体行业中有着广泛的应用[7,8,9]。如在半导体器件中作为耐CF4,SF6,O2,Cl2等离子溅射的防护层和作为绝缘涂层。前者对涂层的致密度有较高的要求,因为如果涂层致密度不高,则在等离子溅射下形成的灰尘有可能沉积在半导体上,从而使整个半导体成为废品。一般认为,要求所获得氧化铝涂层的孔隙率在2%以下才不会对半导体的产品质量产生明显的影响。后者虽然通过提高厚度增加其耐压性能,但涂层中的孔隙容易吸附环境中的湿气,使耐压性能大幅度降低。因此获得高致密度的氧化铝涂层对拓宽其应用有非常重要意义的。
本工作分别采用APS和LPPS工艺制备高纯氧化铝涂层,对两种制备工艺获得涂层的相、结构等特性进行对比研究,并对工艺-性能之间的关系进行分析。
1 实验方法和表征
1.1 粉末
喷涂粉末的粒子尺寸是一个关键的因素,作者前期的研究工作表明,采用传统的APS氧化铝粉末(5~40μm),即使当等离子功率达到55kW时,粉末很难充分熔融,不能有效地在基体上沉积涂层。APS是采用传统尖锐棱角氧化铝粉,粉末尺寸为5~40μm,其制备工艺为烧结破碎。LPPS用氧化铝粉末的粒径范围为10~20μm,远小于大气等离子喷涂用粉。采用水解-热解法得到高纯氧化铝,该粉末呈球状。两种粉末的纯度均大于99.9%,其结构如图1所示。
1.2 样品制备
以尺寸为100mm×100mm×10mm的普通碳钢作为基体。将基体超声除油后采用120#白刚玉砂进行表面粗化处理,以待后续喷涂。本实验采用的LPPS大型设备,装备有双送粉器,喷枪采用德国GTV公司生产的F4枪。首先将喷涂真空室压力抽至0.13kPa以下,然后充入纯氩气达到喷涂所需要的压力。涂层的沉积条件为:真空室压力为26.3kPa;等离子功率50kW。为了防止涂层因存在较大的残余应力而产生裂纹或发生剥落,本工作采用水冷装置降低基体的温度,同时采用粘结层过渡,以降低涂层中的应力,同时增加与基体的结合强度。APS氧化铝涂层的制备采用美国的7MB等离子喷涂枪和GE-1喷嘴,等离子功率为42kW。
1.3 涂层表征
采用D/Max-RC型X射线衍射仪对粉末和涂层的相组成进行分析;采用JEOL-SM5910扫描电子显微镜对涂层的剖面和断面进行显微观察。采用Leica DMIMR自带的图象分析软件测试涂层的孔隙率,其中显微照片为扫描电镜下得到。采用VDMH-5型显微硬度计测量两种氧化铝涂层的显微硬度,载荷为2.94N,停留时间为15s;采用压痕法测量涂层的断裂韧度,载荷分别为0.245,0.49,0.98,2.94,4.9N和9.8N,停留时间为15s。
2 结果与讨论
2.1 相分析
氧化铝有十几种晶型,常见的有α,γ,θ,η和δ等相,而其中只有α相为稳定相,其他都为亚稳相。α-Al2O3具有较高的硬度和介电性能,在高温下具有非常好的稳定性[10]。等离子喷涂氧化铝涂层中以α和γ-Al2O3为主。图2为APS和LPPS氧化铝粉末和涂层的XRD图谱。由图2可知,两种粉末均为α-Al2O3
单相,但经不同工艺喷涂后涂层的相含量有明显的不同。经APS后,XRD中γ-Al2O3衍射峰非常强,而α-Al2O3相对较弱,这表明涂层中除含少量的α-Al2O3外主要是以γ-Al2O3相为主。而LPPS氧化铝涂层中α-Al2O3和γ-Al2O3相均有较强衍射峰,在涂层中是主要成分。涂层中的相组成与粒子在等离子焰流中的热历史有关。在大气等离子喷涂中α-Al2O3粉末熔融、急冷后主要形成γ-Al2O3(除了部分夹杂的α-Al2O3未熔颗粒),因此γ-Al2O3的含量也可以用来反映粉末的熔融状态。而在低压等离子喷涂中,由于是在封闭真空室中,冷却性能较差,虽然本实验采用了水冷进行冷却,但由于氧化铝涂层具有较强的隔热性能,在基体表面连续喷涂多遍后,涂层仍可以保持非常高的温度(>500℃)。因此在高温下,氧化铝粒子的冷却速率降低,从而形成了与大气等离子喷涂不同的相含量。
2.2 结构分析
图3为APS和LPPS氧化铝涂层的剖面和断面SEM图。由图3可知,APS氧化铝涂层在较低倍数下可以观察到非常多、大小在十几微米左右的孔隙,层状结构明显,层间疏松,结合性能差;高倍下可以观察到层间出现明显裂纹。而LPPS氧化铝涂层整体非常致密,在低倍下观察不到明显的层状结构,高倍下在涂层中出现一定的层状结构,但层间结合紧密,结合性能非常好。采用Leica DMIMR的图像分析软件测试APS和LPPS氧化铝涂层的孔隙率分别为9.2%和1.5%。
涂层的断口表面也可以发现APS氧化铝涂层呈现明显的层状结构,层厚度约为6~8μm左右,该值即为每遍沉积的涂层厚度,层间还存在明显的裂纹。此外,在涂层中发现夹杂着未熔颗粒,这些区域是粒子结合的薄弱环节,周边存在许多孔洞。而在低倍数SEM下LPPS氧化铝涂层中观察不到有层状结构,粒子之间结合紧密,涂层整体非常均匀,除存在个别孔隙外,涂层非常致密。
与大气等离子喷涂相比,低压等离子喷涂焰流中的粒子具有更高的速度。一般来说,压力越低,则焰流速度越高,焰流长,焰流中的粉末粒子经持续加速,粒子具有较高的速度。以MCrAlY为例[1],当压力为10kPa时,焰流速度为2000m/s,可使30μm的MCrAlY粒子速度超过300m/s,因此可以获得致密度达到理论密度的99%以上,而采用大气等离子喷涂制备的涂层致密度只能达到理论值的90%~95%。然而,并不是压力越低涂层性能越好。高的粒子运动速度表明粒子在焰流中心停留时间短,使氧化铝得不到充分熔融。因此获得致密的涂层取决于粒子速度和粒子的熔融状态,即在确保粉末粒子熔融的前提下尽可能使粒子具有高的速度。本课题组已经对不同真空室压力下氧化铝涂层性能进行了研究,结果表明,当真空室压力达到本实验的26.3kPa时,氧化铝涂层的沉积效率超过50%,致密度达到1.5%。
2.3 性能表征
2.3.1 显微硬度
两种氧化铝涂层的显微硬度如图4所示。LPPS氧化铝涂层的显微硬度达到900以上,而APS氧化铝涂层则仅为800。涂层的显微硬度大小与其致密度有关,图4也说明了LPPS氧化铝涂层呈现较高的致密度。
2.3.2 断裂韧度
采用压痕法评价涂层的断裂韧度,即在载荷下根据压痕尖端裂纹的长度计算涂层的断裂韧度。图5为不同载荷下涂层的压痕照片。对于APS氧化铝涂层,当载荷为0.49N时涂层中已经出现了裂纹(见图5a中箭头),但是裂纹不是在压痕尖端,而是在载荷作用下涂层整体坍塌,这也说明了涂层致密度低。对于LPPS氧化铝涂层,当载荷低于4.9N时,涂层中均没有裂纹;而当载荷达到9.8N时,在压痕尖端才开始出现裂纹。在与基体平行和垂直方向均出现裂纹,如图5b中箭头所示。LPPS氧化铝涂层的压痕裂纹与通常的热喷涂涂层的压痕不同,而与烧结氧化铝材料的压痕裂纹相似,这表明LPPS氧化铝涂层呈现一定的宏观均匀性,而不是传统热喷涂涂层的层状结构,这与前面涂层结构分析的结论一致。
由于APS氧化铝涂层在压痕端部没有裂纹,只是涂层整体塌陷,不能采用压痕法得到涂层的断裂韧度。LPPS氧化铝涂层均匀,可以通过Evans和Wilshaw(简写为EW)公式得到,其表达式如下式所示[11]:
undefined
式中:P为载荷(mN);a为压痕半对角线均值(μm);c为从压痕中心到裂纹末端的距离(μm)。
根据式(1)计算得到LPPS氧化铝涂层的断裂韧度为1.88MPa·m1/2,其值比烧结氧化铝陶瓷的断裂韧度低(3.59MPa·m1/2)[12]。
3 结论
(1)采用不同的粉末,用大气等离子和低压等离子喷涂制备了高纯氧化铝涂层。涂层的相分析表明:在大气等离子喷涂中是以γ-Al2O3为主,其中包含少量的α-Al2O3,而低压等离子喷涂是α和γ-Al2O3均为主要晶相。涂层中的相含量与粒子的热历史有关。
(2)大气等离子喷涂氧化铝涂层呈明显的层状结构,涂层比较疏松,其孔隙率将近10%,显微硬度低于800;而低压等离子喷涂氧化铝涂层致密,层状结构不明显,孔隙率低于2%,其显微硬度达到900以上。低压等离子喷涂中氧化铝粒子具有较高的运动速度是获得致密涂层的主要原因。
(3)大气等离子喷涂氧化铝涂层在0.49N载荷下涂层即整体塌陷;而低压等离子喷涂氧化铝涂层在载荷达到9.8N时涂层才出现开裂,其开裂情况与烧结材料类似,计算得到涂层的断裂韧度为1.88MPa·m1/2。
摘要：根据大气(APS)和低压等离子喷涂(LPPS)的特点,采用两种不同的高纯氧化铝粉末制备了高纯氧化铝涂层。分别采用XRD和SEM对两种涂层的相和结构进行了研究,对涂层的显微硬度和断裂韧性进行了评价,并对涂层制备工艺和性能的关系进行了分析。结果表明:低压等离子喷涂制备的高纯氧化铝涂层韧性和致密性明显优于常压喷涂氧化铝涂层。
关键词：大气等离子喷涂(APS),低压等离子喷涂(LPPS),氧化铝涂层
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大气等离子喷涂 篇2
关键词：大气等离子喷涂,莫来石涂层,热震试验,非晶
0 引言
随着航空航天及军工技术的快速发展, 发动机等热端部件的使用温度越来越高, 已达到高温合金和单晶材料的极限状况。以燃气轮机的受热部件 (如喷嘴、叶片、燃烧室) 为例, 它们处于高温氧化和高温气流冲蚀等恶劣环境中, 承受的温度已超过1100℃, 如推重比10一级发动机叶片表面的工作温度达到1170℃以上, 超过了高温镍合金使用的极限温度 (1075℃) [1,2]。目前, 将金属的高强度、高韧性与陶瓷的耐高温、耐腐蚀等特点相结合, 制备的热障涂层 (Thermal barrier coating, TBC) 已被用于解决上述问题, 热障涂层能起到隔热、抗氧化、防腐蚀的作用, 已在汽轮机、柴油发电机、喷气式发动机等热端材料上取得一定应用, 并延长了热端部件的使用寿命[3,4]。
热障涂层是将耐高温、抗腐蚀、高隔热的陶瓷材料涂覆在耐高温金属或超合金的表面, 对基底材料起到隔热作用, 并提高基体合金抗高温氧化腐蚀性、降低合金表面工作温度的一种热防护技术[5]。目前, 国内外众多学者在热障涂层材料、制备方法、性能研究和延长涂层寿命等方面开展了广泛而深入的研究。
铝硅酸盐化合物——莫来石 (Mullite) 是一种很重要的陶瓷材料 (组成为3Al2O3·2SiO2) , 具有优异的热稳定性和高温化学稳定性, 且耐火度高、抗热震性好、抗化学腐蚀、抗蠕变荷重软化温度高、电绝缘性强, 因而也是一种理想的隔热材料[6,7]。同时, 莫来石具有良好的高温强度和断裂韧性, 其强度和韧性随温度的升高不仅不会降低, 反而会有所提高, 1300℃时的强度是室温强度的1.7倍[8,9]。
天然高纯红柱石粉末经莫来化后对其进行喷雾造粒, 将造粒后的粉末热处理, 而后用大气等离子喷涂设备在1Cr18Ni9Ti不锈钢和Hastelloy C-276镍基高温合金上制备莫来石涂层, 研究了涂层的硬度、结合强度、微观形貌和涂层热震性能及其热震后涂层的微观组织及相变。本实验为天然红柱石粉末高温煅烧后分别利用喷雾干燥和大气等离子喷涂设备制备莫来石热喷涂粉末和涂层, 通过对涂层的相关性能进行试验研究, 为涂层最终能作为TBC材料应用于航空航天等领域提供了相应的试验数据和理论依据。
1 实验
1.1 基体材料及其喷涂前处理
基体材料为1Cr18Ni9Ti 不锈钢和Hastelloy C-276镍基高温合金, 其化学成分如表1所示。5mm×12mm×12mm不锈钢试样用于观察涂层微观形貌和硬度测试;Φ24.5mm×25.4mm不锈钢试样用于测试涂层结合强度;Φ24.5mm×7.7mm镍基高温合金试样用于涂层的热震试验。
喷涂前, 为了增加表面粗造度确保涂层和基体的结合, 利用GS-943干喷砂机对基体进行喷砂, 喷砂用氧化铝粒径为80～120μm, 喷砂角度为90°, 喷砂气压为0.4～0.7MPa。喷砂后的金属基体在丙酮溶剂中超声波清洗10min, 去除粉尘和油污后进行喷涂。
1.2 喷涂粉末
自制喷涂用莫来石粉末:天然高纯红柱石经1480℃高温煅烧4h莫来化后采用喷雾干燥技术对其粉末进行造粒, 造粒后的粉末在1000℃保温1h, 使其更加致密, 粉末的主要成分为莫来石和SiO2, SiO2的含量约为20%。图1 (a) 为制备的莫来石粉末的SEM形貌, 可以看出造粒粉末粒径约为5～30μm, 形貌均为球形, 保证了喷涂时粉末具有良好的流动性。
由于莫来石与金属基材的热膨胀系数相差较大, 喷涂过程中较易引起涂层内部产生较大的残余应力, 导致涂层在喷涂过程中或使用时很容易剥落或开裂。因此, 采用过渡涂层的方法, 先在金属基材上喷涂厚度约为200μm 的Ni-Cr-Al-Y过渡层来改善涂层与底材的不匹配性 (测试结合强度的试样不采用过渡层) , 图1 (b) 为Ni-Cr-Al-Y粉末的SEM形貌。
1.3 喷涂设备及其工艺
大气等离子喷涂时, 等离子射流高温区的温度可以达到10000K以上, 因而能熔化所有高熔点和高硬度材料, 可选用的喷涂材料范围十分广泛。喷涂粉末被加热的温度越高, 获得的动能越大, 得到的涂层致密度越大, 结合强度越好。目前, 大多数热喷涂制备陶瓷涂层均采用该方法。
采用大气等离子APS-2000A设备制备莫来石涂层。该系统由DPDF-2型送粉器、FL-1型热交换机、K-800型电源、APS-2000K型控制柜、PQ-1S手持式等离子喷枪和气体供给系统6部分组成。表2为制备涂层的喷涂工艺参数, 送粉方式为外送粉。
1.4 涂层结合强度测试
依照ASTM C633-79标准, 采用粘结拉伸法测定涂层的结合强度。拉伸试验机为CMT5205万能材料试验机, 最大试验力为200kN。粘结剂选用环氧树脂E-7胶, 最大拉伸强度为70MPa。在试样上喷涂莫来石涂层后, 在涂层上均匀涂覆树脂, 再把它粘到已喷砂粗化的对偶拉伸试样上, 粘接时保证对偶同心, 然后将粘接好的试样在100℃条件下固化3h, 待胶完全固化后进行拉伸试验测试 (拉伸速度为1mm/min) 。拉伸强度可按式 (1) 计算:
σf=4F/πD2 (1)
式中:F为涂层断裂所需最大拉伸力;D为圆柱试样的直径。
1.5 涂层硬度测试
采用MH-5-VM型显微硬度仪测定涂层的显微硬度。选定待测区域, 加载300g, 保持10s后卸去载荷, 测量压痕对角线长度, 得到涂层显微硬度值。
1.6 涂层热震试验
涂层的热震试验过程为:将在Hastelloy C-276镍基高温合金基体上制备的涂层放置在马弗炉中, 炉温分别设定为1000℃和1100℃, 保温15min, 然后取出空冷至室温, 反复进行该过程直至涂层表面出现涂层面积达约5%的剥落, 视为涂层失效。
2 结果与讨论
2.1 莫来石涂层的微观形貌及其力学性能
图2 (a) 为大气等离子喷涂制备的NiCrAlY/莫来石涂层的截面形貌, 该涂层形貌为过渡层和陶瓷涂层的双层结构。NiCrAlY过渡层厚度约为200μm, 涂层致密, 与金属基材的结合良好, 没有出现裂纹和孔穴, 这是由于在较高的喷涂功率下, NiCrAlY粉末通过等离子焰流时在火焰温度场中迅速熔化, 形成的粉末熔滴撞击到基材形成了紧密堆积的涂层。
制备的莫来石涂层厚度约为500μm, 与过渡层之间结合紧密, 结合面没有出现裂纹和孔穴。图2 (b) 为莫来石涂层表面的SEM形貌, 可以看出涂层表面粗糙, 主要由无数变形颗粒、未熔融粉末及孔隙组成。在等离子喷涂过程中, 球形莫来石粉末产生熔融并团聚在一起, 构成表面光滑的骨架, 上面附有未熔化的球形莫来石粉末微粒。
表3为制备的5组涂层样品的孔隙率、结合强度和显微硬度的测试结果。采用OLYCIA m3图像分析软件对涂层的SEM照片进行分析, 得到莫来石涂层的孔隙率约为6%。大气等离子喷涂的陶瓷涂层不可避免地都会产生孔隙, 适当的孔隙有助于在高温条件下提高涂层的隔热效果, 但是过多的孔隙会使服役的热障涂层由于氧气的渗透而过早失效[10]。
涂层的结合强度为17.9MPa, 表明该工艺制备的涂层与金属基材结合良好;涂层表面和截面的显微硬度平均值分别为576和607, 与Berghaus等用HVOF制备的莫来石涂层的硬度值结果相似[11]。
2.2 莫来石涂层的热震性能
在镍基高温合金上制备的莫来石涂层厚度约为500μm, 对试样进行热震试验, 试验结果见表4。涂层在1000℃热震时, 涂层的热震次数可达到21次, 第19次热震时涂层边缘出现了肉眼可见的裂纹;涂层在1100℃热震时, 涂层热震次数达到18次, 第13次热震时涂层边缘出现裂纹。
为了解涂层在热震过程中微观裂纹的萌生情况, 对热震后的样品进行了SEM观测。在1000℃热震时, 经过第12次热震试验后, 涂层内部出现了微观裂纹 (见图3 (a) ) ;在1100℃经过第7次热震后, 涂层内部出现了微观裂纹 (见图3 (b) ) 。从表4的试验结果得知, 涂层中出现微观裂纹后, 还能继续经历冷热循环的热震试验若干次, 说明对于莫来石涂层, 早期涂层内产生的微观裂纹在一定程度上可以释放高温条件下涂层内产生的应力, 不至于造成涂层立刻剥落失效;但是随着热震次数的不断增加, 微观裂纹会不断萌生和长大, 最终导致涂层的剥落失效。
2.3 莫来石涂层的相组成
图4为莫来石涂层在1000℃热震22次后的XRD图谱。热喷涂制备莫来石涂层时, 由于熔融粒子在底材的快速冷却, 导致涂层中含有大量非晶[12,13], 但通过调整工艺参数可以使涂层中非晶的含量减少[14]。由于喷涂所用的莫来石粉末是天然矿物红柱石经莫来化转变得到的, 对于矿物而言, 其本身在成矿过程中会伴随一些杂质, 如Fe2O3、CaO、K2O、Na2O等, 其成分含量十分少, 因此图谱中无法准确地标定某些较弱衍射峰的相组成。
图4 (a) 为热震前莫来石涂层的XRD图谱, 可以看出莫来石涂层中含有SiO2, 同时作为主相的晶态莫来石的衍射峰较强, 说明涂层中莫来石晶态含量较高, 这与试验所选择的适当喷涂工艺参数有关。但XRD图谱中 2θ在低角度处 (20～30°) 依然出现了相对于图谱背景不太明显的宽化漫散射峰, 表明涂层中存在非晶态;另外, XRD图谱中的弥散特征也表明涂层中含有相当比例的非晶或微晶。涂层中的晶态莫来石一方面来自于喷涂过程中高温液相析出的莫来石结晶, 还有一部分是等离子喷涂过程中粉体中未熔融的残余莫来石微粉颗粒 (见图2 (b) ) ;而涂层中的非晶态物质是由于莫来石粉末在等离子焰流中熔融后变成熔融态液滴, 液滴与金属基体碰撞瞬间, 二者存在较高的温度梯度, 导致液相熔滴快速凝固无法结晶而形成的。
莫来石涂层经热震试验后的XRD图谱表明, 涂层内的玻璃相转变为晶态莫来石 (图4 (b) ) , 而且涂层中莫来石晶体的衍射峰强度明显增强。由于任何体系的非晶态物质与其对应的晶态材料相比都属于亚稳状态, 非晶物质在适当的温度条件下会发生向晶态的转变, 因此莫来石涂层中的非晶玻璃相在热震过程中经历反复的连续升温, 当温度达到非晶物质的转变温度时, 涂层内部的非晶就会发生明显的结构变化——从非晶态转变为晶态的莫来石相;同时, 涂层在不断的热震过程中产生非晶态向晶态的转变, 会伴随应力的产生和释放。应力的释放也是导致涂层内生成微观裂纹的原因, 图3中的微观裂纹就是由于这种应力作用所造成的。
3 结论
(1) 天然红柱石粉末经莫来化后, 喷雾造粒制备的莫来石喷涂粉末适合大气等离子喷涂, 制备的涂层与基材结合良好, 涂层中没有出现微观裂纹;莫来石涂层主要由变形颗粒、未熔融粉末及孔洞组成;涂层的孔隙率约为6%, 同时具有良好的力学性能。
(2) 在试验确定的喷涂功率条件下制备的莫来石涂层中莫来石晶态含量较高, 同时涂层中也存在非晶态物质;涂层表现出良好的抗热震性能。
大气等离子喷涂 篇3
目前, 实际工业生产中用作减摩耐磨的陶瓷涂层多为Ni Cr/Cr3C2、WC/Co涂层、Al2O3/Ti O2系列涂层等, 而将Ti O2作为基体的耐磨涂层的相关应用与报道则甚少。热喷涂氧化钛陶瓷涂层主要应用在中等载荷下的对摩副中, 例如轴承、泵密封装置和内燃机缸套内表面的防护。由文献知, 喷涂过程中致密的Ti O2粉末具有较高的沉积效率, 与原始构件材料的表面具有较高的结合强度, 所致得的涂层气孔率低, 十分致密, 容易抛光成较光洁的镜面。值得注意的是, Ti O2涂层的热扩散率随服役环境温度的升高而增大, 这可以提高该种涂层的抗摩擦磨损性能 (涂层材料的热扩散率越大, 其磨损率越小) 。但是, Ti O2涂层在所有陶瓷涂层中硬度较低, 断裂韧性较差, 这也在一定程度上限制了该种涂层向更为苛刻服役工况下的应用。
本论文在原有氧化钛涂层的基础上掺杂了11 wt.%的氧化铝, 用以改善涂层的硬度和断裂韧性等。采用大气等离子喷涂设备进行制备, 研究了涂层的组织结构和性能, 对比了涂层与GCr15钢在相同干摩擦条件下的摩擦磨损性能, 为氧化钛基陶瓷涂层在表面工程防护领域的推广及应用奠定一定的基础。
1 实验
1.1 涂层制备
大气等离子喷涂装置的主要组成部分有电源、控制系统、冷却水循环系统、送气装置、送粉装置、喷枪以及其他配套辅助设备。喷涂所需原料熔融破碎型粉末金红石相的氧化钛陶瓷粉和氧化铝粉均从北京桑尧技术开发有限公司采购 (纯度≥99%、粒径范围25~75 um) , 并将购置的粉体运用混粉机进行机械混分, 粉末微观形貌如图1所示, 粉末呈不规则多边形状。基体材料和对比材料为调质GCr15 (860~880℃淬火、420~440℃回火) , 其硬度约为56~62 HRC, 试样线切割尺寸为三维尺寸为12 mm×15 mm×24 mm。利用KQ2200DB型超声波清洗仪清洗除去基体表面污渍, 最后采用24目的棕刚玉进行喷砂处理, 喷砂距离约为250 mm, 喷射角度约65°~75°, 喷砂结束后停止供砂并用余气吹去基体表面残留砂粒。必须注意, 在喷砂结束的2 h内进行喷涂作业。在等离子喷涂氧化钛基复合陶瓷涂层过程中, 以氩气 (Ar) 为主气, 氢气 (H2) 为次气, 其最优参数组合如表1所示。
1.2 表征
采用Quanta 200型扫描电镜 (SEM) 对粉末形貌以及涂层微观形貌进行分析, 并利用配套的X射线能谱仪 (EDS) 进行涂层微区和摩擦磨损后的化学成分分析;采用MTS万能拉伸试验机对涂层结合轻度进行分析。采用OLYMOUS金相显微镜和Image-J图像处理软件进行涂层孔隙率分析。用上海研润公司的HVS-1000型显微硬度计进行涂层的显微硬度测试。采用美国CETR多功能摩擦磨损试验机, 选用球盘式方法在干摩擦条件下进行涂层的摩擦磨损性能测试, 载荷15 N, 25 N, 35 N, 时间20 min, 频率20 Hz, 大气环境室温条件, 对摩副为5 mm氧化锆球。磨损质量由高精密天平测量磨损前后的质量的变化, 磨损体积由OLMPUS三维形貌仪进行表征和计算。
2 结果与讨论
2.1 涂层组织结构分析
从图2的涂层截面形貌可以看到涂层整体光滑平整、均匀、致密, 且孔隙和杂质较少, 经测涂层孔隙率低至3.65%, 在单位喷涂次数下涂层平均厚度为380.2 um。而由图2可见, 黏接界面未见任何粗大孔隙或裂纹, 涂层与基体铆接牢固可靠, 熔融的液滴状粒子超音速飞行撞击经粗化的基体表面, 迅速铺展并冷却后与基体产生良好的“机械铆合”, 再经后续超音速态粒子的撞击务实作用强化, 因而未出现层状结构和结合界面存在孔隙或裂纹缺陷等。图3为复合陶瓷涂层的显微硬度沿深度方向的分布规律。可见, 调质45#钢的显微硬度约为630HV0.1。在涂层与基体结合处, 显微硬度有比较明显的减小, 在涂层内部, 其显微硬度沿深度方向具有一定的波动, 但总体分布在810~870HV0.3之间, 涂层的平均硬度为827HV0.1。涂层总体显微硬度明显高于GCr15钢的硬度。
2.2 摩擦学性能
图4是相同摩擦磨损条件下, 氧化钛基陶瓷涂层和GCr15钢基体的摩擦因数随时间的变化图 (内嵌的是摩擦磨损前后磨损重量的变化) 。从图4中可以看到相同, 复合陶瓷涂层的摩擦因数更低且相对更加稳定。相反, GCr15钢的摩擦系数波动明显, 在最后的一段时间 (1 000 s以后) , 摩擦系数大幅度上升。这说明陶瓷涂层具有较高的耐磨性和较低的摩擦系数。
图5为在相同的施加载荷、频率和时间下涂层的磨痕形貌。从图4 (a) 可以看出, 干摩擦条件下GCr15钢磨痕较宽, 而且剥落较为严重。在磨痕中央粘着的现象比较明显, 主要以粘着磨损为主。此外, 磨痕处还出现了沿摩擦磨损方向上的大量塑性变形。对磨痕进行EDS能谱分析, 如图5 (c) 所示, 摩擦过程对于GCr15基体钢材的影响, 可以看到经过摩擦, 对比原先的, 其氧元素含量增加。这说明在摩擦过程中发生了一定的氧化, 原因是GCr15中的铁元素与空气中的氧气发生了反应, 黑色区域为氧化物。然而, 图5 (b) 是涂层表面磨痕的SEM照片, 对比上面干摩擦条件下的GCr15钢基体的磨痕形貌, 可以看到, 该表面出现了较多的裂纹和拨层。这主要是因为陶瓷涂层“先天的”脆性。此外, 从图5中可以看出, 涂层并未出现明显的粘着和塑性变形.这证明了涂层表现很好的耐磨性。表2为涂层和GCr15钢基体在其他载荷下的磨损量和磨损体积, 可以明显发现涂层磨损量最小, 磨损率最低。
3 结论
本实验采用大气等离子喷涂制备了Ti O2-11 wt.%Al2O3复合陶瓷涂层, 其具有较高的显微硬度、较低的涂层孔隙率。相比于GCr15钢基材, 该涂层在干摩擦不同载荷条件下都体现出了较低的磨损体积和磨损量, 其摩擦系数低且稳定。这说明了该涂层在干摩擦条件下展现出了较好的减摩耐磨性。大气等离子喷涂制备的氧化钛基陶瓷复合涂层为工程表面防护领域提供了重要的材料支撑和技术保障。
摘要：采用大气等离子喷涂技术制备了氧化钛-11 wt.%氧化铝涂层。采用能谱分析仪对涂层成分进行了分析, 用扫描电子显微镜对粉末和涂层截面进行了表征, 采用摩擦磨损试验机对涂层在干摩擦条件下的摩擦学性能进行了分析。结果表明, 大气等离子喷涂技术制备的氧化钛基陶瓷涂层结构致密, 孔隙率为3.65%, 且无明显裂纹和缺陷, 其平均显微硬度能达到约827HV0.1。在干摩擦条件下主要发生的是磨粒磨损和脆性剥落。相比于传统的GCr15钢基体, 该涂层具有更为优异的摩擦学性能, 可以更好地满足实际零件减摩耐磨的要求。
关键词：氧化钛基陶瓷涂层,显微硬度,孔隙率,干摩擦
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大气等离子喷涂 篇4
热障涂层(Thermal Barrier Coatings,简称TBCs)由于能够有效降低先进发动机热端部件的表面温度并提高其燃油经济性,而在先进发动机技术领域获得了广泛应用[1]。随着先进发动机向高流量比、高涡轮进口速度及高推重比方向的发展,发动机关键部件将要承受更高的温度(大于1600℃)。在如此高的温度下,现役氧化钇部分稳定氧化锆(Y2O3 stabilized zirconia partially,简称YSZ)热障涂层由于其陶瓷材料YSZ在高温下的相变、烧结收缩严重等问题已难以满足先进发动机进一步发展的需要[2]。为此,广大学者开始致力于寻求新型热障涂层用陶瓷材料以取代YSZ[3]。在已经及现在研究的热障涂层用陶瓷材料中,化学式为Ln2Zr2O7(Ln代表稀土元素)的稀土锆酸盐由于其良好的热物理性能被认为是最有潜力取代YSZ的陶瓷材料[4]。然而,目前主要集中于研究稀土锆酸盐的热物理性能,有关该类材料热障涂层性能的研究鲜有文献报到道。在等离子喷涂制备的热障涂层中,由于陶瓷与金属之间热物理性能的差异,当涂层在急冷急热的工况下使用时,涂层内部会形成较大的热冲击应力而造成涂层的剥落失效,水淬法常用来评价等离子喷涂热障涂层的热冲击性能,但目前尚无等离子喷涂稀土锆酸盐热冲击性能的报道[5]。为此,本文采用ANSYS软件计算了同种基体的等离子喷涂YSZ与Sm2Zr2O7涂层热冲击过程中的热应力,并与热冲击实验结果进行了对比。
1 试样制备及分析模型
1.1 试样制备
采用美国Praxair公司的5500型大气等离子喷涂系统(SG-100喷枪)制备Sm2Zr2O7和ZrO2热障涂层,其中ZrO2粉末采用北京矿冶研究总院生产的KF-230微米级粉末,Sm2Zr2O7为实验室自制,两种陶瓷粉末的颗粒度均在20-80μm之间。NiCoCrAlY金属粘结层采用超音速火焰法制备,金属粘结层和表面陶瓷层的厚度分别是0.1mm和0.5mm,涂层制备的主要工艺参数见表1。试验用基体是2Cr13合金钢,尺寸为Φ36×10mm,喷涂前用丙酮清洗金属基体表面并对基体进行喷砂处理,喷涂过程中采用压缩空气冷却试样温度。采用日本高新株式会社生产的S-4800型冷场发射扫描电子显微镜分析涂层的表面结构。涂层的水淬热冲击试验首先将带有涂层的试样放入40KW的马弗炉中加热到1000℃,保温20min后迅速放入20℃的水中急冷,然后再加热,如此反复,将热冲击后的试样沿横向切开,抛光后在光学显微镜下分析涂层中裂纹的形成和扩展,并比较两涂层热冲击性能的差异。
1.2 计算模型
在涂层的水淬热冲击试验中,由于裂纹主要起源于冷却过程,所以计算时仅考虑涂层的冷却过程[6,7]。根据常用的试样形状计算模型取直径为36mm,厚度为10mm的圆柱体,基体材料为2Cr13钢。由于涂层试样的对称性,为降低计算成本并节省计算时间,在计算建模时仅取一半,并将其简化为二维问题,涂层计算模型如图1所示。纵坐标y(0
在计算过程中作如下假设:1)涂层及2Cr13基体为各向同性且不发生塑性变形;2)涂层各部分的物理性能参数是与温度无关的常数;3)忽略陶瓷涂层孔隙结构的影响;4)涂层各界面之间结合良好;5)忽略残余应力的影响。涂层若冲击性能计算采用ANSYS程序进行(版本10.0)的PLANE13单元进行直接的耦合计算,并对涂层进行较细的网格划分,整个有限元模型共有6771节点和6600个单元构成。计算时重点分析涂层表面及金属粘结层/表面陶瓷层界面处,因为涂层的剥落失效主要与表面裂纹及金属粘结层/表面陶瓷层界面处的热冲击应力的大小相关,计算整个系统从冷却开始180s内的热冲击应力变化情况。计算所用的热物理性能参数见表2,其中Sm2Zr2O7及ZrO2涂层的参数由实验测试得到。
2 结果与讨论
2.1 表面热应力
图2(a)是两涂层热冲击过程中表面热应力σx随时间的变化曲线,为比较两涂层热应力大小,图2(a)中的数据取自涂层表面同一位置处。由图2(a)可见,热冲击过程中在两涂层表面产生很大的径向热应力,两涂层对应的径向热应力随时间的变化趋势相似。Sm2Zr2O7涂层的径向热应力最初为1596.5MPa,5秒时达到最大值2538.1MPa,然后降至32MPa后呈稳定趋势。与Sm2Zr2O7涂层相比,YSZ涂层的径向热冲击应力较低,其最初值为601.81MPa,5秒时达到最大值720MPa,然后降至14MPa。图2(b)是两涂层表面径向热冲击应力沿径向的分布,由图2(b)可知,两涂层表面热冲击应力在径向的分布趋势相似,在0mm
涂层在表面径向热冲击应力的作用下,涂层表面易产生垂直微观裂纹,微观裂纹在径向热应力的反复作用下将垂直向下扩展[8]。图3是两涂层经过8次热冲击后表面处的垂直裂纹的光学照片,由图3可知,Sm2Zr2O7涂层的垂直裂纹明显比YSZ涂层宽大的多,而且Sm2Zr2O7涂层表面裂纹的长度也大于YSZ涂层。经对两涂层在距离中心12mm处的裂纹长度统计表明,6次热冲击后YSZ涂层的垂直裂纹平均长度约为150μm,而Sm2Zr2O7涂层的垂直裂纹长度约为250μm。从涂层垂直裂纹的分析而言,计算结果与试验结果一致。
2.2 界面热应力
在等离子喷涂的热障涂层中,表面陶瓷层与金属粘结层界面处由于陶瓷层与金属粘结层热膨胀系数的差异往往是涂层热冲击失效的主要位置之一,因此本文也对表面陶瓷层/金属粘结层界面处的热冲击应力进行了分析[9][10]。图4(a)是两涂层的表面陶瓷层/金属粘结层处轴向热应力随时间变化曲线,因为涂层热冲击时经常最先从试样边沿处脱落,因此界面处的轴向热应力取自两涂层试样边沿处同一位置。由图可知,两涂层的轴向热冲击应力表现出相同的变化趋势,Sm2Zr2O7涂层的轴向热应力最初值为306.62MPa,5秒后达到最大值410.56MPa,然后降至4.2MPa后呈稳定趋势。相比之下YSZ的轴向热应力较小,最初值为212.38MPa,5秒后达到最大值220.46MPa,最后减小至3.2MPa左右。
图4(b)是5秒时界面处轴向热应力沿径向的分布曲线,由图4(b)可知,两涂层的界面轴向热应力在试样的边沿处均存在着较大的应力梯度。在边沿处Sm2Zr2O7涂层的轴向应力从-38.09MPa突变为392.46MPa,突变量为434.55MPa。而YSZ涂层的轴向热应力则从-17.45MPa突变为223.86MPa,突变量241.31MPa,小于Sm2Zr2O7涂层。较大的轴向应力梯度容易在表面层/金属粘结层界面处形成横向裂纹,加速涂层的剥落失效[10]。
图5(a)和(b)分别是界面处冷却5秒时径向热应力和剪切应力沿径向的分布曲线,由图可知,两涂层界面处的径向热应力和剪切热应力沿径向的分布相似。在界面处距离试样中心12mm的范围内均存在着较大的径向热冲击应力,而且Sm2Zr2O7涂层的径向应力明显大于YSZ涂层,较大的径向应力同样易在界面处形成垂直裂纹并有利于涂层表面垂直裂纹的向下扩展[11]。在距离试样中心12mm处,两涂层的剪切热应力亦存在较大的应力梯度,Sm2Zr2O7涂层的剪切热应力的绝对值明显大于YSZ涂层,较大的剪切热应力梯度同样有助于界面横向裂纹的产生[11]。
在涂层的热冲击过程中,涂层内产生的热冲击应力主要有两方面的原因:(1)陶瓷层材料与金属基体热物理性能的差异;(2)从开始到室温时所经历的温度差。其影响可以用下式予以解释[6]:
式中σ是应力,Ec是涂层的杨氏模量,αc、αs分别是涂层与基体的热膨胀系数,△T是涂层所经历的温度差,νc是涂层的泊松比。根据表2所给出的计算用参数可以知,Sm2Zr2O7与ZrO2涂层的泊松比基本相当,NiCoCrAlY粘结层与2Cr13钢的热膨胀系数基本相同,可以将金属粘结层与基体一起块当成一种材料处理,Sm2Zr2O7涂层的杨氏模量及热膨胀系数均大于ZrO2涂层,根据式(1)不难推知,Sm2Zr2O7涂层的热冲击应该大于ZrO2涂层,这与有限元计算结果完全一致,所以,Sm2Zr2O7较高的热膨胀系数及杨氏模量是涂层存在较大热冲击应力的主要原因。Sm2Zr2O7涂层界面处较大的热冲击应力将加速涂层的失效,试验表明,等离子喷涂Sm2Zr2O7经历8次热冲击后首先从试样边沿处开始部分脱落,12次热冲击后整体从表面陶瓷层/金属粘结层界面处整体脱落。相比之下,YSZ涂层14次热冲击后先从试样边沿处部分脱落,21次热循环后方从界面处整体脱落,因此涂层的热冲击试验结果与有限元计算结果一致。
3 结论
1)在Sm2Zr2O7和ZrO2涂层表面均存在着较大的径向冲击热应力,该应力在冷却5秒后达到最大值,而后趋于稳定。并在距离试样中心12mm处急剧降低,Sm2Zr2O7涂层的表面应力大于ZrO2涂层。较大的表面径向热应力是涂层表面产生垂直裂纹的主要原因;
2)在表面陶瓷层与金属粘结层界面处的径向应力及剪切应力均沿半径方向降低,并在边沿处急剧下降,而轴向应力则在试样边沿处急剧增加,Sm2Zr2O7涂层的界面应力及应力变化梯度大于ZrO2涂层。
3)表面陶瓷层/金属粘结层界面处较大的应力梯度降低了涂层的抗热冲击性能,热冲击试验结果与有限元计算结果温和吻合良好。
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大气等离子喷涂 篇5
铝青铜有许多优良的性能,如好的耐蚀性、优良的导热系数和稳定的刚度等,作为模具材料在拉伸、 压延不锈钢板式换热器时不会产生粘模、划伤工件等缺陷,已成为一种新型模具材料[1]。但是,铝青铜合金的脆性较大,加工成本较高,而且铜的储藏量较小,价格较贵,属于应节约使用的材料之一,只有在特殊需要的情况下,例如要求有特殊的磁性、耐蚀性、加工性能、机械性能以及特殊的外观等条件下, 才考虑使用[2,3]。
采用表面工程技术在价格低廉的普通碳钢表面制作一层或多层复合的铝青铜合金涂层,既可以发挥铝青铜合金的优良性能,又可以解决铝青铜难加工问题,节约铜合金的用量,从而降低生产成本。目前,比较常用的铝青铜涂层制备方法有等离子喷焊、 等离子喷涂和电弧喷涂等方法。兰州理工大学有色金属新材料国家重点实验室的研究团队采用超音速等离子喷涂、等离子喷焊等方法制备铝青铜涂层,针对涂层的制备工艺、微观组织结构、摩擦学特性和耐腐蚀性能等方面做了系统研究[4,5,6,7],所制备的铝青铜涂层与碳钢基材、铝青铜合金材料相比较,具有更好的耐磨性能和耐腐蚀性能。涂层中形成了由富铜的 β 相、( α + γ2) 共析相包围着大量k( Fe Al,FeAl Mn等) 相质点生长的均匀细小的组织,在软质相 α、β 基体上均匀分布着硬质k相,使得对摩表面主要由表面硬质相承受载荷,而软质相起着支持硬质相作用,从而提高了耐磨性能。铝青铜合金的结晶范围很窄,冷却速度过慢容易导致共析组织( α + γ2) 的生成,使得合金脆性加大。为了提高铝青铜合金冷却速度,减少合金中脆性相 γ2的生成,S. Alam[8]等采用低压等离子喷涂技术制备铝青铜涂层,有效地减少了脆性相 γ2的数量,获得了良好减摩耐磨性能的涂层。张忠礼[9,10]等采用电弧喷涂方法制备铝青铜涂层,着重研究了铝青铜涂层的抗高温氧化作用与机理,为铝青铜涂层在钢铁防护方面的应用研究奠定了基础。
可是,有关等离子喷涂铝青铜涂层制备工艺方面的研究较少。本文采用正交实验方法,研究喷涂工艺( 如喷涂距离、喷涂电流、主气流量和次气流量等) 对涂层孔隙率、硬度以及与基材之间结合强度的影响规律,获得涂层制备的最佳工艺参数,为等离子喷涂铝青铜涂层的工业化应用提供实验基础。
2实验材料及方法
实验选用退火态45钢( HRC22 ~ 25) 作为基材,尺寸为50 × 50 × 10 mm。先用丙酮对基材进行超声清洗,除去喷涂表面油污及杂物,然后进行喷砂粗化处理,喷涂之前基材经200 ℃ 预热处理。喷涂用铝青铜粉末粒度为 - 140 ~ 325目,其SEM形貌如图1所示,实验前经烘干处理。正交实验工艺参数为喷涂距离、喷涂电流、主气流量和次气流量,每个参数设有三个不同的水平( 见表1) ,对这四个参数和三个水平进行L9( 34) 正交实验设计,设计结果如表2所示。
采用金相显微镜观察涂层界面形貌,并用Image - Pro Plus6. 0图像分析软件测定涂层的孔隙率; 采用岛津HMV - G20维氏硬度计测定涂层表面硬度,每个试样表面硬度测量5次,取其平均值; 采用粘接拉伸法[11]检测涂层与基体的界面结合强度。
3实验结果与分析
3.1孔隙率
热喷涂的工作原理决定了涂层孔隙是不可避免的,孔隙的形成通常有变形粒子间不完全重叠、气孔形成和凝固收缩等三种机制。孔隙会引入腐蚀元素,腐蚀介质有可能通过穿孔到达被保护基体表面, 使涂层与基体发生化学或电化学侵蚀,腐蚀产物在界面积累,会使热喷涂涂层龟裂、脱落,导致涂层失效,且涂层孔隙的存在影响了涂层结合强度[12]。
不同工艺参数下等离子喷涂铝青铜涂层截面的金相形貌如图2所示,涂层均呈现典型的热喷涂层状结构,可以看出工艺参数对涂层形貌有着显著影响。 正交实验孔隙率结果如表3所示,P5、P7、P8和P9涂层的孔隙率明显低于其他涂层。根据文献[13]中的方法,计算得到喷涂距离、喷涂电流、主气流量和次气流量的极差值分别为2. 949、2. 378、2. 494和1. 166,极差越大,说明该因素对涂层孔隙率的影响越大[13]。 孔隙率因素效应关系如图3所示,因此,影响孔隙率的主要因素是喷涂距离,其次是主气流量和喷涂电流,次气流量对孔隙率影响最小。
3.2显微硬度
正交实验硬度结果如表3所示,可以看出,P5涂层硬度最 高 ( HV322 ) ,而P6涂层硬度 最低 ( HV169) 。计算得到喷涂距离、喷涂电流、主气流量和次气流量的极差值分别为17、54、73和25,极差越大,说明该因素对涂层硬度的影响越大。孔隙率因素效应关系如图4所示,因此,影响涂层硬度的因素主次顺序依次为主气流量 > 喷涂电流 > 次气流量 > 喷涂距离。
P6涂层孔隙率比较高( 5. 069% ) ,当维氏压痕处于孔隙区域,所测得的硬度值自然要低一些。可是,有些涂层孔隙率较高,硬度并未明显降低( 如P4涂层) 。这是由于涂层的硬度不仅与致密性有关, 还和涂层晶粒的形状及大小和涂层的脆性等有很大关系[14],因此,有关孔隙率较高的涂层硬度反而较高的原因,还需要更深入的研究,受篇幅所限,相关研究结果以后将详细论述。
3.3结合强度
结合强度是衡量热喷涂涂层性能的重要参数。 正交试验结合强度结果如表3所示,可以看出,P5涂层与45钢基材之间的结合强度最高,而P3涂层结合强度最低。试样P5涂层与基体结合区域形貌如图5( a) 所示,可以看出在P5涂层与基体之间形成了相当紧密的机械结合,而P3涂层与基体的结合相对较疏松( 见图5( b) ) 。通过计算得到喷涂距离、喷涂电流、主气流量和次气流量的极差值分别为5、6. 8、3. 8和1. 8,结合强度因素效应关系如图6所示,因此,影响涂层结合强度的因素主次顺序依次为喷涂电流 > 喷涂距离 > 主气流量 > 次气流量。
喷涂距离从80 mm到120 mm逐渐增加时,涂层与基体的结合强度先增大后减小,最大的结合强度达到23. 5MPa。当喷涂距离较小的时候,铝青铜颗粒在等离子焰流中停留的时间也相对较短,喷向基体前铝青铜颗粒的温度比较低,造成颗粒没有充分地熔化,使形成的涂层致密性降低,从而导致涂层与基体的结合强度也降低。当喷涂距离逐渐增大时,铝青铜颗粒在焰流中停留的时间延长,颗粒被喷向45钢基体前的温度比较高,颗粒也熔化得较充分,因此喷涂后的涂层较致密,结合强度较大。当喷涂距离过大时,由于铝青铜颗粒在等离子焰流中是先加速后减速,距离太大会导致颗粒喷向基体前的速度较小,对基体表面的冲击力也变小,因此涂层和基体的结合强度较小。通过以上分析可知,100 mm左右是比较合适的喷涂距离。
喷涂电流从350A到400A时,涂层与基体的结合强度变化不是很大( 如P1和P2) ,这说明了在350A和400A之间,颗粒已经得到了充分的熔化,可以得到相对致密的涂层。当喷涂电流继续增大到450A时,涂层与基体的结合强度明显降低,这是因为喷涂电流较大时,等离子喷涂的喷涂功率也较大, 被充分熔化的颗粒温度非常高,可能会被等离子焰流雾化成液滴,导致喷向基体时形成的涂层的孔隙也相对较多,因而涂层与基体的结合强度降低。因此,等离子喷涂铝青铜时的喷涂电流应控制在400A左右比较合适。
通过以上分析可得,结合强度最大的工艺参数为: 喷涂距离100 mm,喷涂电流400A,主气流量2500L / h,次气流量30L / h( 即P5涂层的工艺参数) 。
4结论
采用等离子喷涂技术在45钢表面成功制备了铝青铜涂层,研究了主气流量、次气流量、喷涂距离、 喷涂电流等热喷涂参数对涂层孔隙率、硬度和结合强度等的影响规律。主要结论如下:
( 1) 影响涂层孔隙率的因素的主次顺序为喷涂距离 > 主气流量 > 喷涂电流 > 次气流量,喷涂距离在100 ~ 120 mm之间较适宜。
( 2) 影响涂层硬度的因素主次顺序为主气流量 > 喷涂电流 > 次气流量 > 喷涂距离,硬度达到最高 ( HV322) 的喷涂工艺参数是喷涂距离100 mm,喷涂电流400A,主气流量2 500 L/h,次气流量30 L/h。
大气等离子喷涂 篇6
高性能的陶瓷涂层是一种具有较大发展前景的新型材料，它既具有陶瓷材料耐高温、耐腐蚀、耐磨损和重量轻等优良性能，又能保持原有底材的结构强度。目前已被广泛用做基体表面强化材料，使基体的表面性能得到极大的改善。
利用等离子喷涂将陶瓷涂层喷涂在金属机体之上是目前广泛采用的方法。等离子喷涂的根本任务是满足表面冶金强化零件或用户提出的各项性能要求。这些性能取决于冶金层与基体的界面特性、冶金层成分、显微组织、杂质、缺陷、应力状态等。所以有必要研究等离子耐磨陶瓷的组织和性能，来研制开发新的性能更优良的涂层，氧化铝陶瓷的应用越来越多，具有非常大的研究价值。
1 实验材料
采用45号钢为基材，N i CrA l金属粉末为粘结层以及A l2O3-13wt%TiO2陶瓷粉末，其中TiO2占喷涂喂料质量的13%。用喷涂喂料制备的纳米结构A 12O3-13wt%TiO2涂层简称A T13。
对试样采取喷砂、清洗等预处理，然后采用整个等离子喷涂设备对试样进行喷涂指出需要的A T13陶瓷涂层。
2 实验及结果分析
2.1 A l2O3-TiO2涂层组织形貌分析
A l2O3-TiO2(下文中简称A T)复合陶瓷涂层的组织形貌如图1所示，涂层较致密，颗粒变形充分，尺寸细小均匀，涂层内部有少量孔隙，极少的氧化物夹杂。涂层之间、涂层与打底层以及打底层与钢基体之间都结合良好。整个涂层与基材的界面呈锯齿状，结合形式属于以机械结合为主,同时产生部分微冶金结合。微冶金结合的产生是因为喷涂过渡层时，粉末中的N i和A l发生放热反应，这种放热反应可在粉末微粒到达基体表面之后仍然持续很短时间，从而使涂层与基体之间产生很强的微冶金结合。
等离子喷涂时，熔化颗粒经历撞击基材、展开、平铺、凝固成准圆小薄片。这样就形成了由小薄片叠加而成层状结构的涂层。对于A T陶瓷粉末，由于其中的TiO2熔点较低(约1860℃，A l2O 3约为2050℃)，在喷涂时颗粒熔化较好，粘接力强，在凝固时可粘接在A l2O3涂层粒子之间的孔隙中，从而显著提高了涂层的致密度和粘接强度。
2.2 涂层显微硬度测试及结果分析
根据国标G B/T9790-1988进行，试验设备为H D-1000数字式显微硬度计。试样经磨制、抛光、腐蚀(3%的硝酸酒精)后在显微硬度计上进行测试。试验采用的载荷为100g，加载时间为10s，因为打点是在腐蚀后进行，所以选定的视场上可以看见涂层的显微组织。由于涂层本身组织不均匀以及不同相结构的存在，在测试中出现高硬度和低硬度值，调整视场打至少10个压痕点，然后取显微硬度的平均值。如下表所示的涂层的显微硬度。
从表1的试验结果中可以看出，A l2O3-TiO2纯陶瓷涂层的硬度值很大，显示出良好的硬度性能。
2.3 涂层结合强度
通过三种陶瓷的强度比较来感受一下A l2O3-TiO2结合强度的大小。
从表2的试验结果中可以看出，三种涂层显示出良好的结合性能，其中A l2O3-TiO2因为是纯陶瓷涂层结合强度相对较低，而金属基复合材料的N i60/M o，结合强度最高。
2.4 涂层孔隙率的测定（如图2)
孔隙率的测定方法如上图示：
(1)试验原理:将涂层中的孔隙看作一相,将涂层实体看作一相,由金相磨面中测得的二维参量来推算三维空间中孔隙的含量
(2)操作：a)涂层的断面经镶样磨样抛光和清洗后拍摄金相照片;b)在金相照片上取等间距的十条平行线;c)测量孔隙截割的线段长和平行线段的总长。
(3)计算方法
式中：VV为体积百分数;LL为截线百分数;L为截割的线段长m m;L为行线段长m m。
由上述方法测得结果：A l2O3+TiO2的孔隙率为4.2%。
涂层中孔隙的存在有利也有弊。例如，用在内燃机气缸套上时，涂层中的孔隙因为能够贮存更多的润滑油，更有易于缸套表面油膜的形成，降低粘着磨损的发生，从而提高使用寿命;孔隙率过高，也有它的副作用，比如SO3腐蚀等。在大多情况下，涂层孔隙率因为在合理的范围，其利是大于弊的。
2.5 涂层磨损性能的研究
2.5.1 实验数据（如表3)
2.5.2 实验分析（如图3)
在图(b)中A l2O3-TiO2涂层上几乎看不到贯穿整张图片的犁沟磨痕，变形被限制在—个靠近刻痕的窄区中，没有发现明显可见的剪切带，多数磨痕都不连续，一般是由鳞片状脱落造成的沟槽(犁沟)、凹坑，且磨痕的宽度非常窄，深度非常浅。支配它的机理是切削和脆性断裂或脱落磨损。
根据上面的磨粒磨损形貌，在湿砂橡胶轮磨粒磨损试验中，涂层材料的磨损类型应属于三体磨损，磨料对材料表面的作用力有两个：一是垂直于涂层表面的压力，二是平行于涂层表面的切力，在这两个方向的力的作用下，磨粒一方面受到挤压，压入涂层材料中，另一方面，在橡胶轮的带动下磨料平行于涂层表面作切削运动，因此，磨损开始阶段的磨损机理是以挤压塑性变形为主，随后是微观切削形成条痕，沟槽(犁沟)、凹坑。同时，又因为试样的自身硬度等不同，造成上述现象。
A l2O3-TiO2涂层表现出了良好的耐磨粒磨损性能。
3 结论
通过对实验结果的分析与讨论，可以得出如下的结论：
(1)涂层的磨损机理，开始阶段是以挤压塑性变形为主，随后是切削和脆性断裂或脱落磨损。A l2O3-TiO2涂层在复杂的磨损环境下表现出了良好的耐磨粒磨损性能。
(2)研制的A l2O3-13wt%TiO2陶瓷涂层具有良好的结合强度、硬度性能、耐磨性能等，从微观结构来看，影响涂层耐磨性能的主要原因是：涂层基体的硬度和涂层中的硬质颗粒数量及涂层自身结合强度。
参考文献
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大气等离子喷涂 篇7
涂布纸生产过程中,需用刮刀将涂料刮涂在纸页表面,刮刀质量直接影响纸品质量和生产效率。刮刀与涂料、纸页摩擦接触,非常容易磨损,从而导致涂布量不稳和纸张质量性能变差[1]。通常,车速越快,涂布量越低,刮刀越薄,磨损越严重[2]。
传统的涂布刮刀是经过氧化发蓝处理的弹簧钢刀片,成本低,耐磨性差,用于高速涂布机时寿命极低。陶瓷刮刀则硬度高、耐磨损,在机运行时间比钢刀长6~10倍,无需做大的调整。这样不但可以保证涂布品质的稳定,而且还能提高纸张的产量[3,4,5,6]。目前,国内尚不能生产陶瓷刮刀,从国外进口费用昂贵且手续繁琐[7]。因此,研究制备高性能、低成本的陶瓷刮刀是推动我国造纸业发展的当务之急。
生产陶瓷刮刀需要解决2个难题:
(1)钢带比较薄,喷涂过程中易过热,在热应力和组织应力的作用下,发生严重变形。因此,在喷涂过程中如何夹持工件,如何选取工作参数,以最大程度地减小变形亟待解决;
(2)刮刀的平面度及刃口的直线度、平行度和粗糙度均有非常严格的要求。如何对陶瓷涂层进行磨削加工也亟待解决。
本工作以涂层平面度为技术指标,优化喷涂工艺参数,在钢质刮刀表面制备了Al2O3-TiO2(AT)陶瓷涂层,并研究了涂层的显微形貌、结合强度以及磨粒磨损性能。
1 试 验
1.1 材料和设备
选取优质进口钢质涂布刮刀作为基材,尺寸为0.381 mm×100.000 mm×1 000.000 mm,数量9把。刮刀涂层材料选用粒度260~325目的Al2O3-TiO2,其中Al2O3质量分数80%,TiO2 20%。喷涂设备采用APS-2000型大气等离子喷涂系统。
1.2 涂层的制备
工艺流程:丙酮脱脂净化基材→喷砂粗化→预热(180~220 ℃)→喷涂→涂层磨削。在涂布刮刀上制备氧化物陶瓷涂层时,尤其要注意工件的冷却,控制工件温升,尽量减小因热应力产生的变形。
1.2.1 打底层
打底层材料选用NiCrAl合金,喷涂工艺参数见表1。喷涂打底层厚度约为0.05 mm。
1.2.2 陶瓷涂层
等离子喷涂工艺过程复杂,对涂层性能及使用寿命起关键作用的影响因素很多[8],如喷涂电流、主气流量、辅气流量、载气流量、喷涂距离、送粉速度、喷枪移动速度、步距等。根据本试验对基体热变形控制要求较高的特点,在弧电压为70 V的情况下,选定弧电流、喷涂距离和走枪速度3个参数进行L9(34)正交试验[9],找出他们对平面度的影响规律和与涂层性能之间的关系。
1.3 性能检测
用平尺和塞尺测量陶瓷涂布刮刀的平面度和直线度。用KYKY-2800B型扫描电子显微镜观察涂层微观形貌。结合强度测试参照ASTM C633-79(1993年重新核准)对偶件拉伸试验法,在MTS-810材料拉伸试验系统上进行。磨损试验在MLS-225型湿砂橡胶轮式磨损试验机上进行模拟,主要参数:试样尺寸为57.0 mm×25.5 mm×6.0 mm,橡胶轮直径为178 mm,转速为240 r/min(逆时针),硬度为60 HA,磨料为40~70目石英砂,浆料为水,砂浆比例(质量比)为1.0 ∶1.5,对试样施加的正压力为40 N,预磨时间为2.5 min。
2 结果与分析
2.1 直线度、平面度及工艺的优化
经测量,刮刀刃口直线度均小于0.02 mm,满足QB/T 2574-2002刮刀刃口直线度每米不超过0.025 mm的要求。平面度测量结果见表2。
由表2可知,各因素对刮刀平面度影响的主次顺序为:走枪速度>喷涂距离>喷涂电流。走枪速度较低时,工件的瞬时加热时间延长,表面瞬时温度大大升高。随着温度升高,刮刀屈服强度降低,热应力和组织应力会大大增加,故为了减小变形应加快走枪速度。
图1显示了刮刀平面度与喷涂工艺参数的关系。由图可见,平面度的优化参数为弧电流 550 A,喷涂距离 100 mm,走枪速度 0.8 m/s。试验发现3号和5号试样综合性能较好。
2.2 显微形貌
对正交试验中3号和5号试样涂层进行显微分析,结果见图2。由图可知,陶瓷粉粒熔化及变形充分,
涂层组织非常致密。其原因如下:等离子喷涂过程中,粉末颗粒被等离子焰流加热处于熔融或半熔融状态,并与基体表面发生高速撞击;当粉末颗粒撞击到基体时,突然的减速使颗粒和基体表面界面之间产生压力聚集;颗粒内部巨大的压力迫使熔化的材料发生侧向流动,或使可延展的材料产生变形。因此,熔滴从冲击点向外铺展,形成“层片”,灰黑色物质为Al2O3及少量孔隙,片层相间的浅色物质为TiO2,富Al2O3区与富TiO2区呈层状平铺,两者紧密结合在一起,存在部分互熔;TiO2熔点为1 845 ℃,低于Al2O3的2 045 ℃,喷涂时TiO2首先熔化,塞积在片层Al2O3之间,两者部分互熔在一起,从而降低了涂层孔隙率,提高了组织的致密度和结合强度[10]。为了获得较好的散热和熔化效果,可增大走枪速度、减小送粉量来减少单次喷厚。
2种刮刀的陶瓷层与打底层、打底层与基体之间的结合均良好,打底层与陶瓷层总厚度在0.3 mm左右。
2.3 结合强度
熔融的TiO2对钢基体的润湿性比熔融的Al2O3好[11],并且还可以与Al2O3发生部分固熔,因此,增加涂层中TiO2的含量有利于提高涂层的结合强度。
对正交试验9组试样每组各选3个样品测试结合强度,结果见表3。所有样品AT涂层与基体材料间的结合强度均大于30 MPa,在涂布刮刀的正常使用条件下,该结合强度完全可以满足使用要求[12]。
2.4 磨损性能
涂布纸浆中含有大量的耐磨粒子,属于水润滑条件下的三体磨粒磨损。对综合性能较好的5号试样进行磨损试验,结果见表4,不同放大倍数下观察的涂层表面磨损形貌见图3。
根据涂层磨粒磨损形貌,确定磨料对材料表面的作用力有2个:(1)垂直于涂层表面的压力;(2)平行于涂层表面的切力。在这2个方向的力的作用下,磨粒一方面受到挤压,压入涂层材料;另一方面,在橡胶轮的带动下磨料平行于涂层表面作切削运动。因此,开始阶段磨损以挤压塑性变形为主,随后是微观切削形成犁沟或犁皱。在磨损过程中,磨粒以一定的角度在垂直和水平分力的作用下压入材料表面并做切向运动,材料表面被磨料切削而产生迁移,使磨屑脱离本体,这样便构成了对基体的切削,从而在基体上留下切削犁沟。随着切削作用的加剧,在已形成的沟槽边侧产生堆积,在连续变形的作用下,金属堆积脱落,促使沟槽不断加深、加宽。陶瓷颗粒硬度较高,具有很好的耐磨性,在磨粒磨损过程中能起到阻挡犁沟扩展的作用,致使磨痕往往在硬质相处间断。石英砂磨料的运动受到阻碍,减缓了涂层的磨损进程。图3a中AT涂层上几乎看不到犁沟磨痕,多数磨痕都不连续从中间断开,且磨痕宽度非常窄,深度非常浅。
陶瓷涂层较脆,在磨料的多次挤压和撞击下,表面会产生裂纹,这些裂纹将沿着相界扩展,从而成碎片状、块状剥落,甚至整颗脱落。图3b中涂层不规则的剥落坑是由陶瓷相断裂崩落而成的。
3 结 论
(1)保持喷涂电压70 V,以刮刀涂层平面度为评价标准,通过正交试验,确定等离子喷涂制备AT涂层最优工艺参数为:弧电流550 A,喷涂距离100 mm,走枪速度0.8 m/s。
(2)涂层组织均呈明显的层片状结构,含有孔隙、微裂纹及未熔颗粒等缺陷,基体与打底层以及陶瓷层与打底层之间结合良好,且由于 TiO2的存在,陶瓷层中孔隙较少,涂层较致密。
(3)涂层与基体结合强度大于30 MPa,在涂布刮刀的正常使用条件下,满足使用要求。
(4)AT涂层耐磨性较好,磨粒磨损机理是切削和脆性断裂或脱落磨损。
参考文献
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