热等离子体（共6篇）
热等离子体 篇1
0 引言
气体电离产生等离子体的种类有很多, 比如直流放电等离子体、容性耦合等离子体、电感耦合等离子体、微波放电等离子体和热电离等离子体等。对于放电等离子体和耦合等离子体研究较多, 而对于热电离等离子体的研究非常少, 只有对于热电离几率的讨论等。
本文以火药燃气产生等离子体为研究对象, 火药燃烧时燃气能达到3000K-4000K, 压力达到400MPa, 高温高压的环境会使气体发生热电离。通过理论分析研究产生热电离等离子体的过程, 然后搭建一套等离子体试验测量系统, 在密闭爆发器内引燃火药, 用光谱测量法测量生成等离子体的发射光谱, 并计算了电子密度、电子温度等相关参数。
1 热电离等离子体理论分析
1.1 火药燃烧过程分析
固体火药燃烧伴随着大量的热能和气体产物的生成。并且火药燃烧的产物不是一步生成的, 而是经过了一系列复杂的物理化学变化才达到的。一般认为分为四个阶段 (如图1 所示) 。
在亚表面反映区, 主要发生硝酸酯的分解反应。在燃烧表面层, 则进行如下反应:
嘶嘶区是一个混合相区。主要发生下述反应:
上述反应都是放热的, 所放热量约占总热量的40%。
在暗区, 温度梯度极小, 温度约为1500℃, 厚度较厚。火焰区是燃烧的最终阶段。该区进行着强烈的氧化还原反应。
该区放热量约占火药总放热量的50%。燃气达到最高温度, 约有2000-3500℃。
相应的化学反应过程如式:
从上式可以看出, 火药燃气的产物主要有N2、H2、CO2等气体。相关气体的电离能见表1 所示。
1.2 热电离等离子体生成分析
所谓热电离是指原子在热运动中与其它粒子发生非弹性碰撞获得足够大的能量而产生的电离。火药燃烧时伴随着强光, 该强光一般处于光谱段的紫光波段, 该波段的部分光就是来自于电离离子与电子复合所发出的光, 由此可见, 在火药燃烧时处在超高温下, 电离过程是会发生的。初步假设高温、高压气体处于热平衡状态, 则气体分子的速度呈现麦克斯韦分布 (Maxwellian Distribution) :
式中, fm (V) ———分子处于速度v上的粒子数;
ma———分子的平均质量, (假设ma=4.676×10-26kg) ;
T0———气体的温度;
k———玻尔兹曼常数, (一般k=1.38×10-23J/k) ;
n0———高温高压火药气体的密度。
由表1 可知, 一般气体电离所需的电离能约为:
对于能够产生电离的分子, 其热速度为:
一团分子相互碰撞, 各自都具有一定的速度。根据等离子体物理学理论, 在3000K至4000K的温度下, 若有两个分子分别以速度v=2500m/s相对碰撞, 其碰撞过程的动能就可以使分子产生电离。因此, 单位体积内高温高压火药气体中速度超过2500m/s的分子数约为:
这表明, 火炮发射时若气体的温度达到3000k, 火药燃烧产生的高温高压火药气体中有18%的气体分子的能量达到了热电离所需要的能量。
2 等离子体试验测量
2.1光谱法测量原理
18 世纪, 科学家首次发现了离子或者原子处于激发态的发光原理。光谱法是基于物质与辐射能作用时, 测量由物质内部发生量子化的能级之间的跃迁而产生的发射、吸收或散射辐射的波长和强度进行分析的方法, 可分为原子光谱法和分子光谱法。光谱测量法已经成为了测量等离子体的重要方法, 不仅可以获得等离子体成分及其分布、电子密度和温度, 还可以获得离子密度及温度、磁场分布等重要数据。作为一种非接触式测量, 光谱测量法环境要求低, 系统结构简单, 不会对所测等离子体产生干扰, 已经被广泛应用于等离子体测量。光谱测量法的原理是测量等离子体发射光谱谱线强度、谱线半宽和偏移, 然后通过计算分析获得等离子体密度。
2.2 试验测试系统设计
本项目通过等离子体测量试验系统对火药燃气生成热等离子体进行测试。等离子体测量试验系统由密闭爆发器和等离子体密度测量装置组成 (如图2 所示) 。其中密闭爆发器内火药燃烧时形成的高温高压初始环境。火药气体在高温高压下会部分电离产生等离子体, 通过对初始环境的温度、压力进行控制, 配合等离子体密度测量装置, 可以对等离子体密度进行调节。由于密闭爆发器内的特殊环境, 如果采用接触式测量极易造成传感器的损坏, 所以系统采用非接触式光谱仪传感器来进行等离子体的测试。将密闭爆发器与光谱仪连接, 通过光谱仪将采集的等离子体特征谱线传输到仿真计算机上, 通过计算机对光谱进行分析, 获得相应的等离子体电子温度、离子密度等参数。
其中, 密闭爆发器是试验系统的核心组件。密闭爆发器由三对宝石光学窗、点火装置或等离子体发生器、堵头以及燃烧室本体等组成。三对宝石光学窗为光学系统提供高温高压条件下观测等离子体特性的通道, 通过光谱仪能够测出火药燃烧时试验装置内等离子体的发射光谱图。燃烧室本体两端用堵头封堵可以形成密闭爆发器, 用于研究密闭状态等离子体的形成及其特性。点火装置及等离子体发生器用于引燃燃烧材料并生成高密度等离子体。
本试验采用的光谱仪是荷兰Avantes公司的Ava Spec-3648 光谱仪 (如图3 所示) 。采用对称式光路设计, 入射焦距和色散焦距都是75mm;包括光纤接头 (标准SMA接口, 也可以选择其它类型的接口) 、准直镜、衍射光栅、聚焦镜和线阵CCD探测器, 波长范围200-1100nm, 最高分辨率0.025nm。
2.3 试验方法
图4 给出了光谱测量等离子体的试验方法。试验采用不同药量的装药进行多组测量, 装药量分配如表2 所示, 采用硝化棉火药。在密闭爆发器内通过点火装置引爆装药生成等离子体, 通过光谱仪采集测量每次试验时等离子体的发射光谱曲线, 通过计算机计算等离子体相关参数。
由于火药燃气产生氢气, 本试验以测量氢气等离子体为例, 氢气分子和离子的发射光谱主要集中在200nm到700nm之间, 如图5 所示为在火药燃气达到357MPa、3257K试验条件下获得的氢原子巴耳末系光谱图。光谱仪的探测范围完全满足试验需求。
3 结果与讨论
光谱图处理:
从原子发射光谱原理知, 等离子体温度与光谱线相对强度之间的关系如下:
式中, λ 是光谱线的波长;I是光谱线的相对谱线强度;g是谱线的上能级统计权重;A为跃迁几率;Ei是上能级能量;k是玻尔兹曼常数;T是等离子体的温度;C是常数。
表3 为氢原子光谱线参数, 表4 为不同测试组的氢原子谱线强度数据, 通过计算所得等离子体温度约为1.52e V。
等离子体的密度可以根据谱线强度公式来计算, 谱线强度公式:
式中, Amq为m态到q态的跃迁概率, Em为m能级能量, σmq为能级的碰撞截面, vmq为谱线频率, C为常数, N为气体分子密度;Ne为电子密度, Te为等离子体温度, h为普朗克常数, k为玻尔兹曼常数。
在上式中已经求出等离子体温度, 通过谱线强度公式即可求出等离子体密度。通过计算所得等离子体密度大约为1.05*1011m-3。
4 结束语
本文以火药燃烧生成热电离等离子体为对象, 研究热电离等离子体生成情况。对火药燃烧过程及其产物进行理论分析, 并对热电离过程进行计算, 然后通过等离子体测量试验系统进行试验。获得了等离子体的发射光谱图并计算了相关参数, 为下一步研究热电离等离子体打下基础。
摘要：本文针对热电离等离子体如何生成问题进行研究。以火药燃气产生的等离子体为研究对象, 通过分析火药燃烧过程的四个阶段和相应的气体生成物, 讨论了火药燃气生成热电离等离子体的过程, 并对能够生成热电离等离子体的分子数在气体总分子数中所占的百分比进行了计算。最后建立了一套热电离等离子体试验系统, 采用光谱测试法对热电离等离子体进行测试, 获得电子温度、电子密度等参数。该研究为热电离等离子体的进一步的应用提供了一定的理论依据。
关键词：热电离等离子体,火药燃气,等离子体光谱测试
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热等离子体 篇2
Cu及其合金具有很高的热导率,由于其易于加工和焊接因而被选作聚变堆中的热沉材料,W与Cu连接后组成的面向等离子体部件承受着等离子体的冲击并及时将热量传导出去。但由于W、Cu两者间的杨氏弹性模量和热膨胀系数相差很大,当承受热载荷(5～20MW)时会在两者的界面结合处产生热应力,加上制备过程中的残余应力,从而导致面向等离子体部件(Plasma facing components,PFC)的开裂而失效。因此,模拟工作环境中面向等离子部件的温度场分布,了解应力的分布特征,将对材料的设计和制备具有重要作用。研究表明,采用功能梯度材料能有效降低异种材料连接界面处产生的应力集中[6,7]。刘彬彬等[8,9]应用有限元法分析了2D W/Cu梯度层模型,提出当成分分布指数为1时4～6层的梯度层对热应力有良好的缓解作用,但相关的研究还不够深入。本实验将采用有限元方法研究W/Cu梯度涂层的PFC在ITER相关工况的不同热流密度和不同梯度层厚度情况下对W/Cu PFC热应力分布及W的表面温度分布的影响。
1 分析模型的建立
1.1 几何模型及边界条件的建立
参考ITER的设计概要,本实验的W/Cu PFC模块截面如图1(a) 所示。模块的热沉材料以铜为基材,几何尺寸为15mm×15mm×18mm,冷却水管直径为10mm,冷却水管位于铜基体中,水管最底点距模块底面3mm,钨涂层表面层厚度为2mm。在钨涂层和无氧铜基材间设置钨铜梯度过渡层以缓和热应力。
梯度层的成分分布用幂函数表示为:
fW=(z/tFGM)p (1)
式中:fW为金属W的体积分数,z为W/Cu梯度层的厚度,t是FGM总厚度,p为成分分布指数。不同的p值代表不同的成分分布规律,图2为几种不同p值的成分分布曲线。p<1的梯度材料在靠近金属W的梯度层的成分变化平缓,且整体材料中金属W含量较高;相反,p>1的梯度材料在靠近Cu的梯度层的成分过渡均匀,整体材料中Cu含量增大;p=1为线性分布。研究结果表明,当p=1时4～6层的梯度层的应力缓和效果最好。为了方便制备,结合本课题组以往的研究经验,本实验制备FGM采用4层、成分分布指数等于1的设计方案,其截面简图如图1(b)所示。
根据模型的对称性,取模型的1/4进行分析,同时设置模型的X、Z平面为对称平面(Y为对称轴),为避免产生刚体移动,对铜基体坐标原点进行Y约束(UY=0)。为了防止网格划分出现不理想的单元及单元尺寸过大或过小,有限元单元采用热应力耦合的8节点六面体单元SOLID5,用映射网格划分成六面体网格,网格划分结果如图3所示。
1.2 物性参数模型
对于聚变堆中PFC部件的制备,等离子体喷涂是最有前景的制备钨涂层工艺,本课题组采用大气等离子体喷涂(APS)制备钨涂层,经优化工艺后可达到2%的孔隙率(见图4)。而国外真空等离子喷涂钨涂层已达到0.6%的孔隙率[10]。因此本实验模拟忽略涂层中孔隙率的影响,钨涂层的性能参数参考块材钨,并考虑了钨和铜的材料物性参数随温度的变化,相关参数详见ITER手册[11],冷却水温度为100℃[12],对流换热系数为140000W/(m2·K)。
对于梯度过渡层的性能参数,由于在很多实际情况下,Voigt模型和Reuss模型均不能精确描述复合材料的有效模量,此时,人们通常引入应力-应变转化系数q(也称为经验拟合系数,通常取-4.5GPa),采用Voigt模型和Reuss模型的经验组合(改进的混合法则模型)来描述实验观察到的复合材料的有效模量,其具体推导为[13,14]:
σ=σ1f1+σ2f2 (2)
ε=ε1f1+ε2f2 (3)
q=(σ1-σ2)/(ε1-ε2) (4)
E=σ/ε (5)
由式(2)-(5)可得出复合材料的弹性模量:
undefined
热膨胀系数由Turner方程得到:
undefined
undefined
式中:K为体弹性模量,ν为泊松比,式(8)假设只受到流体静压应力,忽略在界面处的剪应力。其它物理性能参数P(如ν、ρ、λ)采用线性混合法则计算:
P=f1P1+f2P2 (9)
2 结果与讨论
Pintsuk等[15]指出在模拟极端热环境条件下模块的热应力变化时,用于应力比较的模拟数值主要考虑对称轴上的应力值,而不能以外表面区域的应力值作为比较。原因是外表面的应力会由于应力奇点的存在而很难比较,且奇点表现为与网格单元尺寸的大小相关的应力变化。因此,本实验所考虑的不同条件下的热应力均为在冷却水上方沿中心线(Y轴)的热应力值。
2.1 不同梯度层厚度的热应力及温度分布
图5为不同梯度层厚度在5MW/m2热流冲击下的最大等效应力。当梯度层厚度小于240μm时,随梯度层厚度的增加,最大等效应力急剧减小。当梯度层厚度为240μm时,其等效应力约为无梯度层时最大应力的73.6%。当梯度层厚度大于240μm时,最大等效应力随梯度层厚的增加先有小幅增大然后逐渐减小,但减小趋势相对缓慢。另外,随梯度层厚度的增加,组成梯度层的复合材料间的弹性模量和热膨胀系数有更宽广的调整空间,从而使等效应力在梯度层内部的分布更加均匀,并使等效应力的平均值减小(见图6)。
图5最大等效应力随梯度层厚度变化的曲线
仅从减小等效应力角度考虑,梯度层越厚越好。但是随梯度层厚度的增加,冷却水管离钨涂层越来越远,由于钨涂层表面的温度随梯度层厚度的增加呈直线上升趋势(见图7),而梯度层是钨与铜形成的伪合金层,当厚度增加到一定值后,可能使梯度层的温度达到铜的熔点而熔化流出,仅剩下钨的骨架,此时梯度层不仅不能缓和热应力还会因为新生孔洞的存在而减弱导热能力,从而使钨表层温度升高,同时可能产生更大的热应力使部件失效。
2.2 不同热流密度下的热应力分布
图8为3种梯度层厚度(240μm、320μm和400μm)分别在5～20MW/m2稳态热流密度冲击下沿Y轴的等效应力分布图。当梯度层厚度为240μm时,不同热流密度下梯度层内沿Y轴的等效应力基本上都高于梯度层与铜基体或钨涂层界面结合处的应力。梯度层内应力最大值分布在第3和第4梯度层,此时部件的失效最有可能发生在这2个梯度层的结合界面处。而当梯度层厚度为320μm时,第4梯度层的最大应力及其与钨涂层的界面等效应力大致相当,而高于其它梯度层及梯度层与铜基体的界面应力。但当梯度层厚度为400μm时,梯度层与钨涂层界面结合处的应力已经高于组成梯度层间及梯度层与铜基体界面处的应力。
2.3 瞬态热流冲击下的温度变化
在聚变堆装置运行过程中,通常会因为边界局域模式或其它非常规事件的发生导致很高的瞬态热流密度冲击,部件在这些事件下的行为将直接影响到整个系统的运行[5]。因此本实验模拟了梯度层厚度为240μm时室温下承受不同高热流密度(350～800MW、持续时间为5ms)瞬态冲击下钨表面的温度及应力,如图9所示。
从图9中可以看出,在不同高热流密度瞬态冲击下,钨表面的温度随时间的延长而快速升高,在热流冲击结束后的1ms内表面温度升至最高。当热流密度为800MW时,钨表面的计算温度已超过其熔点3400℃,表明即使短暂的高热流冲击也会使钨表面熔化,造成钨的消蚀。因此设计时应当注意控制这类非常规事件的发生,以避免钨在非工作过程中不必要的耗损。
3 结论
(1)随梯度层厚度的增加,最大等效应力先急剧减小后有小幅增大,而后逐渐减小,而钨表面温度随梯度层厚度的增加呈直线上升趋势。当钨涂层表面层厚度为2mm、梯度层为240μm时,最大等效应力得到有效缓解。
(2)不同热流密度下,不同梯度层厚度的等效应力均随热流密度的增加而增加,但最大等效应力的位置不同。
(3)在非常规高热流密度瞬态冲击下,钨表面温度急剧升高,当热流密度为800MW、持续时间为5ms时,钨表面已经开始熔化,故设计时应尽量避免高瞬态热流密度事件的发生。
摘要：应用有限元分析软件ANSYS研究了W/Cu功能梯度涂层的3D模型在不同热流密度的稳态冲击下的工作应力和分布以及在边缘局域模式下的瞬态热冲击的表面温度随热流持续时间的关系。结果表明,当钨涂层表面层厚度为2mm、梯度层为240μm时,最大等效应力得到有效缓解;W/Cu部件能承受高达500MW、持续时间为5ms的高热流冲击。
热等离子体 篇3
热障涂层在制备过程中, 涂层内部会形成复杂的界面形貌, 高温时粘接层将发生氧化现象, 出现热生长层 (Thermally Grown Oxide, TGO) [5,6,7,8]。这些因素的存在更进一步提高了热障涂层强度与寿命分析的难度, 这是一种类似复合材料的非均质、跨尺度及非等向性的力学问题。因此, 有必要对这一复杂问题做细致和深入的分析, 使热障涂层技术的应用更加趋于成熟与完善。
本工作以某等离子热障涂层的高压涡轮导向叶片为对象, 重点开展热障涂层寿命预测技术的研究。由于涡轮导向叶片紧邻燃烧室出口, 处于高温、高腐蚀和高速燃气共同作用的工作环境中, 保护基体合金的涂层一旦剥落, 叶片将因为高温烧蚀而发生失效, 所以必须确保热障涂层在工作过程中不出现较大面积的剥落[9,10]。因此, 需要准确预测叶片表面涂层在给定工作载荷下的使用寿命, 这样不仅可以减小设计风险, 而且能够在最大程度上发挥其使用效能, 从而达到降低发动机使用和维护成本的目的。
热障涂层寿命预测研究起始于20世纪80年代, 最初由美国NASA的Lewis中心建立了一个适用于实验室条件的唯象学模型[11]。进入21世纪后, 又出现了以基于材料缺陷尺度[12,13,14]、损伤力学[6,7]和断裂力学 (如预埋主裂纹) [15]等寿命模型。以上寿命预测模型都建立在热障涂层失效和损伤机理的研究之上, 而这些研究目前大多只停留在宏观基础之上, 如对金属粘接层的氧化现象, 只关注了氧化增重和氧化层厚度的增加等宏观量, 把这些量引入了寿命预测模型, 得到的结果存在一定的误差。所以寻求更准确更适合于工程应用的热障涂层寿命模型对热障涂层体系的进一步发展具有重要意义。
鉴于传统寿命模型对涂层损伤机制描述不足, 本工作提出了一种基于Al贫化损伤的热疲劳寿命的预测方法。该预测方法不仅考虑了氧化层厚度的非均匀增长导致的应力重新分布, 还考虑了界面形貌影响应力应变分布。同时对粘接层的氧化损伤提出利用粘接层铝浓度作为损伤参量描述氧化损伤, 并引入寿命模型。结合圆管构件热疲劳寿命实验数据, 获得了寿命预测模型参数, 由此建立了带等离子涂层结构的热疲劳寿命预测模型。
1 带TBC构件氧化实验和热疲劳实验研究
1.1 热障涂层氧化实验
选用DZ125合金作为基体材料, 线切割成20mm×10mm×2mm的长方体。采用大气等离子喷涂方法制备双层结构的涂层, 其中粘接层 (Bond Coat, BC) 成分为MCrAlY (Ni-25Cr-5Al-0.5Y) , 厚度约为150μm;陶瓷层 (Top Coat, TC) 成分为YSZ (7%Y2O3稳定的ZrO2, 质量分数) , 厚度约为250μm。恒温氧化实验在高温箱式炉中进行。考虑到试样在多次冷却的过程中, 涂层的边缘部分可能会发生剥落, 因此实验过程中将试样放置在刚玉坩埚内, 这样就保证了实验结果的准确性。
1.2 等离子涂层构件热疲劳实验
考虑到带涂层涡轮导向叶片的结构及工作环境特点, 实验中采用带涂层薄壁圆管构件来模拟涡轮导向叶片前缘的几何特征。采用高频感应加热的方法对圆管中部进行集中加热, 并且在降温过程中采用压缩空气强迫冷却的方式, 来达到使试件快速冷却的目的。考虑到加热用感应线圈的直径以及有效加热范围, 等离子涂层圆管构件内径设计为11mm, 外径为15mm, 长度为85mm, 如图1所示。圆管基体材料为定向结晶高温合金DZ125。热障涂层中粘接层、陶瓷层的成分和厚度均与1.1节相同。
选取1050℃作为带热障涂层圆管热疲劳实验的最高温度, 实验最低温度设定为100℃。采用三角形和梯形循环谱作为实验载荷条件。只考虑热疲劳损伤时采用三角波, 其中加热段时间设定为120s, 冷却段时间设定为300s。考虑热疲劳损伤和氧化损伤的耦合效应时, 采用梯形波, 其中加热段时间和冷却段时间与三角形循环载荷谱相同, 高温保持时间设定为670s。考虑到热障涂层内部氧化层厚度不同对于涂层热疲劳寿命的影响, 实验中对部分构件分别进行了50, 100, 200h的高温 (1050℃) 预氧化处理。带热障涂层圆管热疲劳寿命实验结果如表1所示。
2 热疲劳寿命预测模型的建立
2.1 粘接层Al贫化模型的建立
图2为涂层在等温氧化不同阶段的扫描电镜图片, 沉积态的粘接层包含内部条形的氧化物, 如图2 (a) , 此氧化物在喷涂期间形成[16,17,18];经过180h等温氧化后, 观察到两个氧化铝的贫化区, 一个靠近基体, 另一个靠近TGO层, 如图2 (b) 所示;在1050℃氧化300h后, 条形的氧化铝严重消耗, 在粘接层中观察到不连续的点状结构, 见图2 (c) 。
通过对高温氧化实验结果的观察和分析, 定性地得到了粘接层中的Al分别向粘接层表面和基体扩散的特征, 为了进一步定量描述粘接层中Al浓度的变化, 本工作将根据扩散的菲克定律[19,20], 结合实验数据建立粘接层Al贫化的数学模型。
(a) 沉积态; (b) 氧化180h; (c) 氧化300h; (1) TC/BC界面; (2) BC/Sub界面 (a) as-deposited; (b) after 180h; (c) after 300h; (1) TC/BC interface; (2) BC/Sub interface
假定Al元素经高温氧化后在粘接层和基体中某位置平均含量均匀一致。根据扩散的菲克第二定律式 (1) , 对于热障涂层/粘接层界面 (TBC-BC) 和粘接层/基体界面 (BC-Sub) 给出不同的初始条件, 得到扩散方程的解, 可以评估Al元素在高温氧化过程中的扩散规律。
根据扩散的菲克第二定律式
对于热障涂层/粘接层界面和粘接层/基体界面给出不同的初始条件, 得到扩散方程的解, 可以评估Al元素在高温氧化过程中的扩散规律。
模拟TBC-BC界面时, 初始条件为:
CBC为未氧化时粘接层中Al浓度, hBC为氧化t小时后粘接层厚度, hTGO为t时刻TGO层厚度, x为Al元素扩散的距离。
根据方程 (1) 和方程 (2) 的可以得到:
对于粘接层和基体边界, 初始条件为:
CSub为t=0时基体中Al元素浓度。方程 (1) 的解为:
根据扩散的叠加原理, 将式 (3) 与式 (5) 相加, 得到的粘接层Al贫化的数学模型:
在1050℃氧化后, 粘接层和基体中模拟的平均Al浓度分布见图3, 由式 (6) 绘制曲线得到。图3表明在氧化过程中, 粘接层中Al元素浓度的变化, 即随着氧化的进行, Al向粘接层两边扩散, 粘接层中Al浓度逐渐减少。图3中模拟的平均Al浓度分布与前面所观察到的两个富铝相的贫化相对应。电子探针测得的垂直氧化层/粘接层界面方向平均Al浓度值为图3中的点, 可以看出实验结果与模拟结果相符合。通过建立描述粘接层中Al扩散行为的数学模型, 将粘接层Al浓度作为表征氧化损伤的控制参量引入寿命预测模型, 为下一步建立更为准确的寿命模型值奠定了基础。
把Al浓度作为控制参量引入寿命模型, 还有一个需要考虑的是选取合适位置的浓度值。本工作取在粘接层厚度方向上对Al浓度变化曲线积分值, 则可得到粘接层中铝浓度随时间的变化规律c (t) (简记为c) , 如图4所示。
2.2 等离子涂层热疲劳寿命预测模型的建立
根据传统的Manson-Coffin理论, 确定热障涂层循环寿命预测的基础模型的基本表达式为:
其中, Nf为循环次数;Δε为危险部位的工作应变范围;Δεf为静载荷作用下失效时, 涂层危险点的应变范围 (循环寿命Nf=1) ;b为经验指数, 通过疲劳实验确定。
由于热障涂层失效是粘接层氧化及热不匹配综合作用的结果, 上述热障涂层循环寿命预测的基础模型仅仅反映出热不匹配的影响, 未考虑高温氧化损伤的作用。本工作引入粘接层中Al浓度作为耦合氧化损伤的控制参量, 提出一种新的寿命预测模型。
定义损伤变量D氧化=1-c/c0, 其中, c为氧化一定时间后粘接层中的Al浓度;c0为初始无氧化时粘接层中的Al浓度, 当c=c0时, 此时只有机械应变对疲劳寿命造成影响, 与式 (6) 相同;当c=0时, 表明氧化已经对热障涂层结构造成完全破坏;当c介于0和c0之间时, 氧化和机械应变共同对涂层的寿命造成损伤。由于氧化的存在使热障涂层寿命降低, 引入粘接层中铝浓度c作为控制参量, 得到热障涂层热疲劳寿命预测模型:
其中, a为模型参数, 需要通过实验数据获得。该修正模型适用工况为恒幅循环载荷, 对于随机载荷条件下的寿命预测可以引入累积损伤的概念。根据Miner线性累积损伤模型, 假设在某种载荷作用下循环一次造成的损伤为Dm=1/Nm, 则随机载荷工况下的损伤总计为:
其中, Dm为第m种循环载荷对圆管的损伤, Nm代表第m种循环载荷工况下的循环寿命, nm为该工况下的循环次数, k为不同循环的总数。
上式可以表示为:
当累积损伤系数D≥1时, 涂层失效。
3 等离子涂层圆管热疲劳分寿命预测
3.1 等离子圆管有限元计算
热障涂层由于陶瓷层与粘接层之间界面粗糙, 在其周围很容易产生应力集中, 正常情况下涂层失效部位应该在陶瓷层内并位于粘接层/陶瓷层界面附近, 而且在整个循环周期里此处会出现非弹性变形对圆管进行有限元分析, 主要目的是通过计算分析, 确定危险点位置, 并选取合适的应力或应变范围分量来作为衡量结构体系寿命的控制参量, 对其进行寿命预测研究。
寿命公式中的Δε对于涂层来说表示为在一个完整的循环周期中, 危险点处的非弹性应变范围, 这个控制参量可以通过有限元计算得到。本工作根据对陶瓷层内界面附近应力场的计算结果, 在对其进行寿命建模时, 采用陶瓷层界面附近危险点的应变范围作为控制参量。
建立带等离子热障涂层的圆管有限元模型 (如图1所示) , 进行高温热循环载荷作用下的应力应变计算。热障涂层系统中陶瓷层厚0.25mm, 粘接层厚0.125mm。根据扫描电镜图片图3, 考虑界面粗糙度及热生长氧化层TGO厚度的影响, 选用正弦曲线模拟涂层界面形状, 波长25.725μm, 幅值7.94238μm。分别建立TGO厚度为0, 2, 4, 6, 8μm和10μm六种情况下的4结点二维轴对称有限元模型, 如图5所示。
危险点处的径向应变范围、剪切应变范围和轴向应变范围随氧化层厚度的变化曲线如图6所示, 当氧化层厚度为零时, 危险点处的剪切应变范围较大;随着氧化层厚度的增加, 剪切应变范围经历了先减小后增大的过程, 而轴向应变范围的变化趋势则刚好相反。可见, 氧化层厚度的不同将极大影响陶瓷层界面附近的应力状态。
3.2 等离子涂层圆管热疲劳寿命预测分析
在获得带热障涂层圆管热疲劳寿命实验结果后, 分别采用轴向应变范围Δεa, 径向应变范围Δεr, 轴向和剪切等效应变范围以及径向和剪切等效应变范围进行参数的拟合计算。由已经得到的陶瓷层内应变范围和粘接层Al浓度, 结合1~6号试样的实验结果, 对修正的寿命预测模型中的参数a, b和Δεf0进行非线性拟合, 结果见表2。
1~6号试样的寿命的拟合值和实验值如图7所示, 可以看出所有寿命值均处于±1.5倍分散带之内, 这说明所建立的寿命预测模型是适用的。
4 结论
(1) 根据菲克第二定律建立粘接层Al贫化的数学模型, 模拟高温下粘接层中Al向粘接层表面和基体扩散的行为。
热等离子体 篇4
等离子喷涂热障涂层 (TBCs) 作为一种新型防护技术, 在高温环境中对于保护设备部件、延长部件寿命具有显著的作用。通过采用热障涂层技术, 可以在保持原有设计的基础上, 减少用作叶片冷却的空气量, 提高发动机推力[1]。热障涂层主要通过低热传导这一属性产生隔热性效果, 降低基体温度, 使基体材料在高温下运行, 发动机热效率提高60%以上。目前, 该技术主要应用于工业燃气轮机高温部件以及航空航天领域, 已成为发展高推质比航空发动机的一项关键技术。
TBCs系统主要分为4层[2]:基体 (Sub) 、粘结层 (BC) 、氧化层 (TGO) 、热障涂层 (TBC) 。4层材料的物理、热和机械属性都有明显的差异, 增加了研究这个多层材料系统的难度。其中, TGO层的主要成分是Al2O3, 它是由于在操作温度下BC层的铝元素与陶瓷层中扩散的氧元素反应生成氧化铝, 通常厚度为1μm~10μm。TGO层的生长是涂层剥落失效的重要原因。喷涂过程中产生的残余应力, 界面的复杂形状, 陶瓷烧结, 氧化层增长, 蠕变和塑性变形产生的应力再分布等原因也是TBC损坏的主要原因。
涂层间的残余应力主要是在喷涂过程中由于相变、骤冷、热膨胀系数不匹配、BC层沉积之前喷砂处理引起的。在高温工作环境下顶层陶瓷材料会发生烧结, 导致材料的体积、性能发生改变, 易引起平面压应力, 在涂层系统中产生垂直于界面的裂纹。
目前, 国内外许多学者已开展了对热障涂层失效机理的研究。M.Ranjbar-Far等人[3]模拟了氧化层与粘结层之间不同界面粗糙度对涂层残余应力分布的影响, 以及氧化层不同厚度对其影响。M.Bäker[4]研究了蠕变在涂层应力再分布中的作用。Evans等人[5]总结并详细阐述了热障涂层的制备、微结构、破坏机制和若干典型的破坏形式。Gilbert[6]对热障涂层系统在热冲击下涂层的破坏情况进行了数值研究。张显程, 涂善东等人[7]针对理想平面界面涂层, 通过对不同涂层材料和尺寸分别进行计算, 分析比较了对残余应力的影响, 对实际喷涂工艺有一定指导意义。李志永[8]利用MSC.Marc研究了不同换热系数对热机耦合作用下热障涂层性能的影响, 结果表明, 随着内壁换热系数的增加模型中的温度随之降低, 内外壁温差以非线性形式增加, 并且涂层中3个主应力随着内壁换热系数的增加而增加。周益春等人[9]对热障涂层的破坏机理和寿命预测做了详细阐述, 但其忽略了对流传热对模型温度分布的影响。
不同于前人的研究工作, 本研究在热计算过程中考虑了以下几点内容:
(1) 温度分布方式。其中由系统上下表面通过与周围热环境进行对流传热, 施加热载荷;同时各层间通过热传导进行温度传递, 导致涂层系统内的温度非线性分布, 并且结构计算时每层材料物理属性随温度线性变化, 这些因素的共同作用使涂层内应力呈高度非线性分布;涂层上表面与环境的对流传热更符合涡轮机一级静叶片的实际工作情况。
(2) 当材料长时间处于高温状态时, 会发生蠕变同时伴随应力松弛;选用Norton蠕变模型, 当温度高于600℃时, 开启蠕变计算。
(3) 采用有限元瞬态计算, 连续模拟“升温-恒温-降温”过程, 能够更好地观察应力随时间变化的规律。
1 数值模拟方法
1.1 几何模型和材料
热障涂层系统是由合金基体、Ni Co Cr Al Y粘结层、氧化层、等离子喷涂氧化钇含部分稳定氧化锆 (Zr O2-8wt%Y2O3) 的顶层组成。各层厚度分别为1 mm、0.1 mm、1μm和0.25 mm。由于制造工艺原因, TBC/BC界面是粗糙的, 呈凹凸的形状分布, 在数值分析时把界面简化成理想的正弦波, 为了降低计算时间, 截取其中一段进行计算, 左侧采用对称约束, 右侧采用多点耦合控制约束[10]。
模型如图1所示, 模拟氧化层界面采用波幅A=0.005 mm, 周期T=0.02 mm的正弦波, 由于模型周期对称, 选取半个周期正弦进行模拟。采用间接热-结构耦合模拟计算, 热计算时选用2维4节点平面应变单元Plane55, 结构分析采用Plane182平面应变单元。不同温度下各层材料属性参照文献[5]中数据。
1.2 载荷和边界条件
1.2.1 热载荷
涂层采用空气对流温度加载, 表面对流换热系数的数值与换热过程中流体的物理性质、换热表面的形状、部位、表面与流体之间的温差以及流体的流速等都有密切关系。物体表面附近流体的流速愈大, 其表面对流换热系数也愈大。部件服役时由于转动速度较高 (例如涡轮机叶片) , 相对空气流速大幅提高, 涂层表面对流系数可达到8 000 W/ (m2·K) 。本研究采用二维模型模拟汽轮机叶片横截面, 对流换热, 第1阶段在热障涂层外表面先以对流方式施加热载荷经过300 s达到1 300℃;第2阶段恒温2 h;第三阶段再300 s内从1 300℃降温到室温25℃, 冷却通道内表面300 s内升高到400℃。恒温2 h, 最后同样冷却到室温。涂层上表面换热系数选为8 000 W/ (m2·K) , 基体内表面为600 W/ (m2·K) ~5 000 W/ (m2·K) 之间变化[11]。本研究内表面选用2 000 W/ (m2·K) 。得到结果涂层上表面温度达到1 177℃, 内表面892℃, 上下表面温差达到285℃, TBCs系统沿径向温度分布如图2所示。从图2中可明显观察到热障涂层的隔热效果。
1.2.2 结构载荷
本研究对截取模型左端进行对称约束;右端施加周期性边界条件, 采用多点耦合约束, 确保其左侧和右侧在变形时保持一致。
左侧的对称约束使得在发生应变变化时, 保持在一个直线上运动, 右侧用多点耦合, 是确保在发生位移的时候各层的变化是一致的, 也是在一条直线上, 这样确保左侧和右侧的位移是一致的, 从而确保边界位移的连续性。
1.3 热循环过程中蠕变-Norton模型
热循环过程中蠕变的模拟选用Norton模型进行计算, 材料参数如表1所示。
Norton模型为:
式中:ε̇—稳态蠕变应变速率;B—材料蠕变系数;σ—等效应力;n—材料蠕变指数;εe, εc—弹性应变和蠕变应变;ε0—初始应变量。
2 结果与讨论
2.1 提取S22应力作为判断依据
一般地, 正常的应力分量S11、S22更容易导致I型断裂, 而S12更容易引起断裂模式II的发生, 本研究工作不分析S12对TBCs的影响。另一方面, 导致TBC分层的裂纹是由于界面和薄层间的S22这个分量的影响, 而垂直的裂纹是由于S11这个分量产生的。本研究将对在层内裂纹及TGO/BC界面存在的横向裂纹扩展的模型进行模拟。由于这些原因, S22被认为是与目前数值模拟研究工作相关的应力分量。
通常认为, 陶瓷层断裂与否主要取决于陶瓷层中最大拉伸主应力是否超过其抗拉强度[12]。本研究考虑了正弦形式的氧化层界面, 应力情况较复杂, 但从结果上来看, 其剪切应力与正应力比较影响较小, 本研究不对主应力大小及方向进行研究, 而对TBC中的S22应力分量进行研究。
2.2 蠕变影响
在升温和恒温过程结束后, 如果不考虑蠕变, TGO层应力值范围为-343 MPa~1 380 MPa。当加入蠕变分析时, TGO层应力有所下降, 应力范围为-62.6 MPa~26.6 MPa;BC层应力范围为-3.2 MPa~5.7 MPa, 应力水平明显下降。
氧化层应力分布图如图3所示。
2.3 完整热循环后氧化层和粘结层应力分析
在升温、恒温和降温过程结束后氧化层和粘结层应力分布如图4所示。图4中, 最大应力出现在粘结层波峰处, 同样氧化层最大应力也出现在波峰处。一个热循环耗时7 800 s, 由于高温恒温过程蠕变应力松弛导致应力大幅降低。
2.4 不同氧化层厚度对最大应力的影响
热障涂层在服役时, 氧化层会随时间增厚, 但增厚到一定程度时这种行为会停止, 这是由于致密的氧化层阻止了粘结层的铝离子和外界的氧离子的扩散。但随着氧化层的增厚会引起体积的增大以及各层应力的重新分布。研究结果表明, 当氧化层的层厚增大的一定厚度时, 会引发涂层的屈服与断裂, 因此控制氧化层的厚度对保护热障涂层, 提高热障涂层使用寿命起着重要的作用。由模拟数据可以观察出当TGO厚度小于3μm时, 各层应力波动较大。当厚度大于3μm时, TGO和BC层应力小幅增长, 而在TBC和Sub层应力变化不明显, 各层最大应力随氧化厚度变化关系如图5所示。
2.5 完整热循环与单独降温过程结果比对
完整热循环过程包括:加热、恒温、降温过程。在恒温阶段时, 蠕变可以使应力松弛, 这是由于在加热的结束阶段TGO层的增长而产生一个类应力自由状态。与单独降温过程相比, 最大拉应力相近。
max（C）—循环过程最大应力；min（C）—循环过程最小应力；max（S）—单独降温过程最大应力；min（S）—单独降温过程最小应力
如表2所示, TGO层完整热循环时最大拉应力为229 MPa, 最大压应力为-1 070 MPa;而单独降温过程时, 最大拉应力为361 MPa, 压应力为-1 160 MPa。BC层内两种情况最大应力分别为341 MPa, 414 MPa, 而两层内压应力较为相近分别为-264 MPa和-303MPa。本研究的结果与Rosler等人[13]研究相吻合, 表明失效通常发生在降温阶段, 此时蠕变影响较小。因此, 对热障涂层应力研究可以假设在高温结束时系统处于应力自由状态, 主要关注冷却降温阶段。
3 结束语
通过对等离子喷涂制备的热障涂层系统建模, 本研究将其界面形状简化成正弦波, 能够更好地模拟涂层系统的界面粗糙度, 观察凹和凸区域的应力变化。本研究采用热-结构耦合计算, 通过对流和热传导方式进行温度传递, 计算结果更贴合实际情况;完善了热障涂层模拟过程中模型形态与传热方式, 为涂层断裂分析提供了一种前期建模方案。
研究过程中发现, 恒温过程中蠕变应力松弛, 应力大幅减小, 致使应力的产生主要集中在降温过程;一个热循环结束后, TGO层和BC层应力较大, 最大应力出现在BC层波峰区域, 可以达到341 MPa;随着氧化层增厚, 氧化层和粘结层应力都随之增加, 最大应力出现在TGO层内达到656 MPa, 粘结层达到486MPa;膜/基结合力大幅下降, 易引发裂纹萌生与扩展。
在今后的研究中, 笔者将重点研究由于温度、氧化、蠕变等因素, 在耦合条件下产生残余应力对裂纹的萌生与扩展过程的影响, 以达到更好的预测效果, 为实际生产过程中缺陷检测提供依据。
摘要：针对等离子喷涂热障涂层在升温-恒温-降温过程中涂层应力沿层深分布情况及相关力学性能的影响, 首先, 将氧化层简化为正弦波形式, 采用热-结构耦合瞬态计算周期边界条件, 考虑了涂层系统上下表面与环境对流传热、涂层系统各层间热传导以及各层材料热机属性随温度变化等非线性关系, 建立了热障涂层分析模型;然后, 分析比较了涂层蠕变对残余应力的影响, 以及随着氧化层厚度的变化, 应力的再分布情况;最后, 对循环过程与单独降温过程结果进行了比对。研究结果表明, 由于恒温阶段蠕变的影响, 应力大幅减小;应力增长主要集中在降温过程中, 其中最大应力出现在氧化层与粘结层界面波峰处;随着氧化层厚度的增加, 氧化层/粘结层内部拉应力显著增加, 膜基结合力大幅下降, 对涂层的稳定性产生影响。
热等离子体 篇5
热轧辊是影响轧机效率和轧材质量的消耗性主件,我国钢材业的总辊耗十分惊人。近几年开发了无限冷硬铸铁、Ni CrMo铸铁、球磨复合铸铁、半钢和高硬度特殊半钢等热轧辊材料,虽然可以减少消耗,但在高温下大轧制力往往会导致其失效。对现有的材料表面进行强化,可以提高其使用寿命,但不同程度地存在不足,如感应淬火很难改善热轧辊的综合性能[1];激光束表面合金化技术[2,3,4,5,6,7,8,9]运行成本高昂、热利用率不高等;双辉离子渗金属[10,11]对设备的真空度要求极高,不适用于轧辊大型工件。利用等离子束表面强化技术对轧辊表面合金化处理,设备简单,工作过程稳定,对工作环境要求不高,同时又不失激光束表面强化技术的优点[12,13]。为此,本工作利用自制的等离子合金化设备对高镍铬无限冷硬铸铁进行表面合金化处理,以探讨热轧辊表面修复及强化的新方法。
1 试验
1.1 材料前处理
热轧辊材料为高镍铬无限冷硬铸铁,未作热处理,化学成分(质量分数,%):Si 0.6～1.2,Mn 0.4～1.2,C 2.8～3.5,Cr 1.4～2.0,Ni 3.0～4.5,Mo 0.2～0.8,Fe余量。基材组织为亚共晶型,包括团球状贝氏体、共晶莱氏体、少量残余奥氏体,组织成分极不均匀。基材尺寸为70 mm×50 mm×10 mm。
基材前处理:用粗砂纸去掉表面的疲劳层,用磷化剂进行毛化处理(磷化剂配比:85%磷酸∶硝酸∶酒精为5∶1∶30);以UQF枪喷涂HM-0302型超细陶瓷合金化涂料(主要成分:12%～14%W,9%～10%Cr,9%～10%Mo,4%V,4%～5%Ni,<2%Nb,0.5%稀土元素,15%～20%Ti C粉),厚度为0.1～0.3 mm;放入干燥箱中150℃保温2 h烘干。
1.2 等离子束表面合金化
等离子熔覆设备为自制,可控制直流电源、脉冲电源、扫描速度、氩气流量及工作距离等。热轧辊等离子束表面合金化工艺条件见表1。
1.3 表面合金化性能测试
对等离子束表面合金化处理的试样横截面进行镶样、研磨、抛光和腐蚀(5%硝酸、酒精)。利用4XB型金相显微镜观察其显微组织。利用Quanta 200型环境扫描电子显微镜及附带的能谱仪测试特定区域的形貌及成分。将等离子束表面合金化试样600℃回火2 h后,利用X’Pert PRO型X射线衍射仪分析合金化层的物相组成(采用Cu Kα线);利用DHV-1000数显维氏硬度计分析合金化层的显微硬度,载荷20 N,加载时间15 s;自合金化层开始,纵向每隔0.05 mm测量1次,横向测量3次,取其平均值。
2 结果与讨论
2.1 合金化层的形貌与相组织
2.1.1 宏观形貌
基材等离子束表面合金化层的宏观形貌见图1。从图1可以看出:合金化层的表面质量很好,没有出现过烧或因加热时间过长而引起的膨胀和沟槽,2个焊道间的沟槽是搭接率较高而造成的,基本平整;如果增大等离子束的功率(A→C→B),熔凝区的熔深与熔宽也会随之增加。
2.1.2 微观形貌及相组织
基材等离子束表面合金化层的SEM形貌见图2。由图2可知:合金化区、热影响区、基体组织分界明显;合金化层较致密,与基体之间过渡平缓,为良好的冶金结合;合金化层由合金化区与热影响区组成,由于等离子束扫描能量密度极高,熔池以极高的冷却速度凝固,合金化区形成的细小而均匀的非平衡组织[由奥氏体急冷转变相(非平衡γ相)和共晶莱氏体组成]硬度高、耐磨。合金化区的组织变化符合凝固理论,即凝固组织生长形态由固液界面稳定因子G/V决定,随着G/V增大,凝固组织的形态由树枝状晶逐渐向胞枝晶过渡:上部靠近加热源,温度梯度较小,凝固速度较快,组织形态呈典型的树枝状晶;中部组织形态开始向胞枝晶转变;底部凝固组织向胞晶生长的趋势更加明显。此外,由于等离子束的电磁搅拌作用,涂料中的碳化物颗粒弥散在共晶莱氏体上,且比较均匀,对基材的表面性能起到了强化作用。但是,热影响区与基体的交界线呈曲率较大的弧线形(见图2a),表明合金化层的稀释率没有得到很好的控制,有待进一步优化。
图3为合金化层热影响区的组织形貌:由残余奥氏体、马氏体淬火组织、晶间网状组织构成,其中还弥散着一些白亮颗粒状物。白亮颗粒的能谱为类方形合金碳化物,是由表面合金化区中强碳化物元素Nb,Ti扩散到热影响区,以碳化物的形式而析出的,碳化物的出现有利于加大合金化层的硬化深度。
图4为合金化层热影响区的晶间网状组织,其中有Cr,Mn的富集。从表2淬火组织区与晶间网状组织区平均显微硬度值可知:Cr和Mn等合金元素扩散到了热影响区,且一部分与碳结合形成合金渗碳体而大量偏聚在晶界上。大量硬质相以网状形态存在于热影响区,对于基材的抗裂性能有一定的负面影响。因此,控制合金化过程中的合金元素向基材中扩散尤为重要。
2.2 合金化层的物相及显微硬度分布
2.2.1 回火前
图5为基材合金化层的XRD谱。调高等离子束功率,B和C工艺试样的非平衡γ相的峰强增高,变异的莱氏体组织、合金碳化物,如Cr7C3及Si C含量减少,这是由于能量密度调高、熔凝区转变温度提高,合金化更充分,抑制了碳化物的析出。熔池凝固过程中未发现马氏体,是由于基材的C含量与Cr,Ni含量很高,合金化处理又引入了大量合金元素,进一步降低了Ms点转变温度,致使快速冷却过程中生成的奥氏体来不及转化为马氏体,便以过饱和奥氏体的形式存在于合金化层中。
1.γ-Fe 2.Fe3C 3.Fe Ni 4.铁素体5.Cr7C3
B及C工艺试样合金化区的硬度比A的高,是因为更多过饱和的奥氏体导致了固溶度更高,冷却速度的加快也使得非平衡奥氏体晶粒更加细小,加上还有少量的Cr7C3,SiC弥散于合金化区组织中,固溶强化、细晶强化、弥散强化的共同作用。
图6为合金化层显微硬度的分布状态。从图6可看出:最高硬度在距离表面0.1 mm的次表层,显微硬度从熔池顶部到底部逐渐降低;3种工艺参数下H1,H2,H3热影响区宽度的硬度比合金化区域有明显的降低,与合金化区硬度之间形成了一个台阶;由于A工艺的能量密度最低,产生的热影响区比B,C工艺窄,且熔池熔深也只有0.2 mm左右,由于B工艺增加了脉冲电流,加大了熔池的熔深,其合金化区与热影响区比A和C都宽,而热影响区比工艺A宽,与C工艺相当。总之,B工艺下基材等离子束表面合金化层的平均硬度达到了685～794HV2 N,是基体的1.2～1.4倍;最高硬度达到了883HV2 N,合金化区层深达到了较理想的0.45 mm。
2.2.2 回火后
图7为A工艺合金化区回火后的XRD谱。从图7可以看出,合金化区回火前后发生了明显的相变反应,过饱和γ相基本上发生了转变,生成了马氏体。根据Fe-Cr-C相图,Cr7C3相会在降温过程中发生反应即Cr7C3+γ→Cr23C6[6]。由此可以断定,在等离子束表面合金化快速冷却过程中未发生此反应的Cr7C3相在回火过程中与γ相发生共析反应生成Cr23C6相,同时非平衡γ相中含有大量的合金元素,部分以合金碳化物形式析出(如NbC)。虽然Cr23C6相显微硬度较Cr7C3相低,但由于NbC的析出,马氏体与合金碳化物的强化作用,加上原固溶于非平衡γ相中的合金元素在相变过程中重新固溶于马氏体中,也对新组织起到了一定的固溶强化作用,从而使得回火后的合金化区硬度不降反升(见图8)。
1.γ-Fe 2.Fe3C 3.Fe Ni 4.铁素体5.Cr7C36.Cr23C67.马氏体8.Nb C
3 结论
(1)热轧辊等离子表面合金化层可分为合金化区、热影响区。合金化区与热影响区、热影响区与基体之间形成了良好的冶金结合。合金化区组织致密、晶粒细小,合金元素含量高且分布较均匀。从熔池顶部到底部,熔凝组织的形态由树枝状晶逐渐向胞晶过渡。
(2)通过搭接在一定程度上控制了稀释率,合金化层的最大硬度在距离表面0.1 mm的次表层。B工艺能量密度达到1.62 J/mm2,合金化区的平均硬度达到685～794 HV2 N,是基材的1.2～1.4倍,硬化层较深,接近0.5 mm;热影响区的硬度也较高。
(3)等离子束的功率提高,非平衡γ-Fe相含量增加,变异的莱氏体组织含量减少。合金碳化物Cr7C3含量虽然减少,由于非平衡γ-Fe相固溶了更多的合金元素,固溶强化作用反而更强了。功率提高引起的凝固速度加快使得生成的奥氏体晶更加细小,细晶强化作用得到加强。
(4)合金化后回火处理能使基材表面获得更好的力学性能。非平衡奥氏体相在回火过程中转变成马氏体组织,含有NbC,SiC,Cr23C6等合金碳化物。马氏体及合金碳化物的强化作用,合金元素固溶于马氏体的固溶强化作用,使合金化后的回火提高了合金化层的硬度,表明热轧辊表面耐回火性能良好。
摘要：传统的热处理不能很好地解决热轧辊在服役期内的失效问题。采用等离子束表面合金化技术对热轧辊表面进行了强化,利用SEM,X射线衍射仪和显微硬度计对合金化层的显微组织、成分、物相和截面显微硬度分布进行了分析。结果表明:合金化层由合金化区、热影响区组成,合金化区域表面较平整,与热影响区以及热影响区与基体之间都形成了良好的冶金结合;由于晶粒细化形成的细晶强化、合金元素固溶于非平衡相形成的固溶强化及合金碳化物析出形成的硬质相弥散强化的综合作用,使合金化层的硬度能够达到685～794 HV2 N,是基材的1.2～1.4倍;合金化处理后抗回火性能良好。
热等离子体 篇6
热障涂层广泛用于涡轮发动机等的高温保护中, 典型的热障涂层由厚约100~400μm的陶瓷层和100μm的抗氧化金属粘结层构成[1], 其主要作用是为超合金金属部件提供热绝缘以提高其工作寿命。氧化钇部分稳定的氧化锆 (YSZ) 具有较低的热导率和较高的高温热膨胀系数, 相稳定性、断裂韧性较好, 是最常用的热障涂层陶瓷材料[2,3];但其工作寿命有待提高[4]。2类最有潜力用于新型热障涂层的陶瓷材料为2种及以上的稀土氧化物稳定 (不包括Y2O3) 的Zr O2和RE2Zr2O7稀土锆酸盐[5,6];但稀土锆酸盐较低的热膨胀系数在一定程度上限制了其在热障涂层上的应用。因此, 近年来双陶瓷层热障涂层倍受关注[7]。目前, 这方面研究主要集中于采用电子束物理气相沉积技术或等离子喷涂法制备稀土锆酸盐/YSZ或稀土铈酸盐/YSZ热障涂层[4,8,9,10,11,12];然而, 作为对涂层热冲击性能有重要影响的热冲击应力的研究未见报道。有限元技术常被用来计算传统YSZ涂层的残余应力或热冲击应力。本工作采用大型有限元软件ANSYS计算不同基体条件下等离子喷涂Sm2Zr2O7/8YSZ热障涂层的水淬冲击热应力, 以期为实际制备Sm2Zr2O7/8YSZ热障涂层提供理论和数据支持。
1 模型及计算
1.1 涂层结构简化
大多数热障涂层为圆柱体, 故将其简化为二维处理, 简化后的等离子喷涂Sm2Zr2O7/8YSZ热障涂层的结构见图1。其中, r表示涂层试样的半径;y代表圆柱体的中心线, 其取值范围是从试样底部至涂层系统的整个厚度。主要考察基体的材质 (Ni, 2Cr13钢, 1Cr13Ni9Ti, 45钢) 、厚度对涂层水淬冲击应力的影响, 所以在计算过程中涂层系统的各单层厚度保持不变, 其中Sm2Zr2O7及8YSZ层的厚度均为0.25 mm, Ni Co Cr Al层厚0.10 mm。用ANSYS中PLANE13单元进行直接的温度-应力耦合计算, 并对陶瓷层及金属粘结层部分进行较为细密的划分。
1.2 计算过程
根据涂层水淬火热冲击的情况, 涂层的上下2个端面及右侧与水发生对流换热, 左侧作绝热处理。其时间t=0时, 整个涂层系统温度均匀 (θs=1 000℃) , 水温20℃, 对流换热系数为3 000 W/ (m2·℃) , 这样整个涂层系统在热冲击过程中将承受980℃的温差。在涂层的水淬热冲击过程中, 裂纹主要产生于冷却过程[13], 故以下仅计算冷却过程中涂层的热应力。温度场定解方程如下:
初始条件为
边界条件为
其中, λ是热导率, ρ是密度, Cp是比热, θ是与坐标变量Z, r有关的温度, t是时间。
在有限元数值模拟中, 根据实际情况对问题简化假设如下: (1) 不考虑涂层实际组织结构的影响, 即忽略涂层中气孔、显微裂纹及未熔颗粒的影响; (2) 认为涂层各界面之间结合良好, 忽略各层界面粗糙度的影响; (3) 忽略涂层残余热应力的影响; (4) 计算过程中所用的热物理性能参数 (见表1) 不随温度而变化; (5) 整个涂层系统处于线弹性变形状态。这样, 其应力-应变的本构方程符合广义胡克定律:
其中, εr, εy是r, y方向的线应变, τry是剪应变, μ, α, E分别是泊松比、线性热膨胀系数和杨氏弹性模量, Δθ是温度变化量。
2 结果与讨论
2.1 基体材质的影响
冲击过程中双陶瓷层热障涂层主要从两陶瓷层之间的界面处脱落[4,8,9,10,11,12,13,14], 故以下重点分析两陶瓷层界面处的冲击热应力。不同金属基体的涂层陶瓷层界面处的冲击热应力分布见图2。由图2a可知:涂层的径向冲击热应力先随冷却时间延长而降低, 当时间超过40 s后趋于稳定;2Cr13, 45钢, Ni, 1Cr13Ni9Ti的最大径向应力逐渐增大, 分别是177, 302, 339, 402MPa, 与表1中4种材料热膨胀系数的变化趋势相同。由图2b可知:在两陶瓷层的界面处存在较大的径向拉应力, 在0
涂层与基体之间热膨胀性不匹配而造成的热应力是涂层冲击失效的主要原因之一[15~17], 可以通过下式予以解释:
其中, σ是应力, Ec是涂层的杨氏模量, αc, αs分别是涂层与基体的线性热膨胀系数, Δθ是涂层所经历的温度差, μc是涂层的泊松比。
由式 (10) 可知, 在涂层温度差、弹性模量及泊松比相同的情况下, 热冲击过程中的热应力大小主要与基体金属和涂层热膨胀系数的差异有关。因计算过程中所使用的热物理性能参数都是与温度无关的常数, 则陶瓷层及基体的热膨胀系数都是常数。而2Cr13, 45钢, Ni, 1Cr13Ni9Ti的热膨胀系数逐渐增大, 从而导致了4种基材的涂层中有不同的径向热应力, 这说明实际制备双陶瓷层热障涂层时应选择与陶瓷层材料热膨胀系数相近的金属作基体。
2.2 基体厚度的影响
金属基体的厚度也是影响涂层热冲击性能的主要原因之一。不同厚度的2Cr13钢基体制得的涂层冷却10 s时的热应力分布见图3。由图3a可以看出:随着基体厚度的增加, 涂层中径向热应力逐渐增大, 当基体厚度超过25 mm继续增加时, 径向应力基本保持稳定。由图3b可知:不同基体厚度下涂层中的剪切应力处于压应力状态, 其绝对值随半径增加逐渐增大, 且随着基体厚度的增大而增大, 当基体厚度超过20 mm后基本趋于稳定。由图3c可知:各基体厚度下涂层中的轴向应力基本无差别, 即基体厚度对涂层中轴向热应力影响不大;但轴向应力在半径方向的分布却与径向应力及剪切应力大不相同, 在0
2.3 与8YSZ涂层对比
传统8YSZ涂层和Sm2Zr2O7/8YSZ涂层的陶瓷层与金属粘结层处的径向热应力分布见图4。
其中, 2种涂层的金属基体及厚度完全相同。可见:在传统的8YSZ涂层的表面陶瓷层/金属粘结层界面处存在较大的径向拉应力;而在Sm2Zr2O7/8YSZ涂层同一位置处, 其径向热应力则处于压应力状态。压应力不利于裂纹的形成和扩展, 表明Sm2Zr2O7/8YSZ具有相对较好的抗热冲击性能, 这与文献[19, 20]的结论一致。
3 结论
(1) 涂层中的径向冲击热应力随冷却时间的延长而降低, 当时间超过40 s后趋于稳定。
(2) 涂层中存在较大的径向拉应力, 且与基体的热膨胀系数成正比。在基体厚度小于25 mm时, 该应力随基体厚度增加而增大, 基体厚度超过25 mm后则对该应力无影响。
(3) 涂层的剪切压应力的绝对值随半径增加逐渐增大;且随基体厚度增加而增大, 当基体厚度超过20mm后对该应力无影响。
(4) 轴向应力在0
(5) 通过径向热应力分析得出, Sm2Zr2O7/8YSZ涂层的抗热冲击性能优于8YSZ涂层。
摘要：热障涂层的热冲击应力对其热冲击性能有重要影响, 有关其热冲击应力的研究鲜见报道。采用有限单元法研究了基体材质、厚度对等离子喷涂Sm2Zr2O7/8YSZ热障涂层水淬热冲击应力的影响, 并与8YSZ涂层比较。结果表明:涂层内存在较大径向冲击热应力, 其值随基体热膨胀系数增加而增大;随基体厚度增加, 径向应力逐渐增加, 厚度超过25 mm后对径向应力无影响;剪切压应力的绝对值随基体厚度增加而增大, 基体厚度超过20 mm后趋于稳定;基体厚度对轴向应力无影响;该涂层的抗热冲击性能优于传统8YSZ涂层。