等離子噴涂納米團聚體粉末熱力耦合的有限元數(shù)值模擬

王東生，田宗軍，王涇文，段宗銀，沈理達，黃因慧

等離子噴涂納米團聚體粉末熱力耦合的有限元數(shù)值模擬

王東生1,2，田宗軍2，王涇文1，段宗銀1，沈理達2，黃因慧2

(1. 銅陵學院 機械工程系，銅陵 244000；2. 南京航空航天大學 機電學院，南京 210016)

采用有限元軟件中的間接熱力耦合方法，建立等離子噴涂納米團聚體 ZrO2-7%Y2O3(質(zhì)量分數(shù))粉末熱力耦合有限元模型，對噴涂過程中粉末的熱應力進行研究，分析粉末直徑和噴嘴出口處等離子焰流溫度對粉末應力的影響。同時進行相應的等離子噴涂試驗，并從理論上分析噴涂過程中粉末破碎的原因及破碎機理。結果表明：在等離子噴涂過程中，粉末中心存在較大的拉壓力，隨著粉末飛行時間的增加，粉末中心拉應力先增加后減?。环勰┲睆皆酱?，粉末中心最大拉應力越大，出現(xiàn)最大拉應力的時間越晚；噴嘴出口處等離子體溫度越高，粉末中心的最大拉應力也越大，而出現(xiàn)最大拉應力的時間沒有明顯差別；等離子噴涂納米涂層的表面有3類組織，單個或少量納米粒子團、以亞微米級尺度為主的小球以及較大尺度的不規(guī)則體；這3類組織是由等離子噴涂過程中納米團聚體粉末內(nèi)部較大的拉應力而引起粉末破碎形成的，其破碎形式與爆炸破碎機理相符。

納米團聚體粉末；等離子噴涂；數(shù)值模擬；溫度場；應力場；破碎機理

納米材料由于其結構的特殊性，具有一般材料難以獲得的優(yōu)異性能，為表面涂層性能的提高提供有利的條件，徐濱士等[1]提出了“納米表面工程”的概念。等離子噴涂具有沉積速度快、生產(chǎn)效率高、適用范圍廣等優(yōu)勢，使其成為目前國內(nèi)、外最常用的納米涂層技術之一[2?5]。由于單個納米粒子質(zhì)量小、比表面積大、表面能高、流動性差，不適合直接用于等離子噴涂，因此，在實際應用中是將納米粒子制備成能夠直接進行等離子噴涂的納米團聚體粉末。

在等離子噴涂過程中，粉末的狀況對涂層的性能如孔隙率、結合強度、涂層的組織以及噴涂的沉積效率等有著重要的影響[6?7]，特別是對于等離子噴涂納米團聚體粉末，在涂層中保留一定比例的納米組織是其基本目標，同時為保證涂層的粘接強度，需要使粉末有適當?shù)娜刍潭萚6]。但是，由于等離子噴涂過程中等離子焰流溫度非常高，而且粉末在等離子焰中的停留時間很短，因此，對等離子噴涂過程中粉末的狀況(如溫度和應力)實時觀測非常困難，尤其是對粉末內(nèi)部狀況的在線觀測幾乎是不可能的。然而，了解等離子噴涂過程中粉末的狀況對優(yōu)化噴涂工藝參數(shù)、預測涂層性能以及獲得性能良好的納米結構涂層都有著十分重要的理論和工程應用價值。因此，對等離子噴涂過程中粉末的狀況通常用數(shù)值模擬的方法來分析，對于等離子噴涂納米團聚體粉末溫度場數(shù)值模擬已有研究報道[7-11]，而針對噴涂過程中納米團聚體粉末應力場的數(shù)值模擬研究還很少[12]。

本文作者采用ANSYS有限元軟件中的間接熱力耦合方法，在已有的等離子噴涂納米團聚體 ZrO2-7%Y2O3(質(zhì)量分數(shù))粉末熔化過程數(shù)值模擬基礎上[13]，建立等離子噴涂納米團聚體粉末熱力耦合有限元模型，并對噴涂過程中粉末的熱應力進行研究，分析粉末直徑和噴嘴出口處等離子焰流溫度對粉末應力的影響，同時對納米團聚體粉末進行等離子噴涂試驗，并從理應上討論噴涂過程中粉末破碎的原因及破碎機理，以期為等離子噴涂納米團聚體粉末提供一定的理論參考。

1 模型的建立

1.1 幾何模型及網(wǎng)格劃分

模型所用粉末是采用噴霧干燥然后燒結制備的美國Inframat公司牌號為Nanox S4007納米團聚體粉末，其名義成分為 ZrO2-7%Y2O3(質(zhì)量分數(shù))，粉末尺寸分布范圍為40~100 μm。圖1所示為相應的納米團聚體粉末形貌。由圖 1(a)可看出，團聚體粉末為很好的球形顆粒。從圖1(b)可以看出，由于制備過程的燒結作用，粉末表面的納米粒子已經(jīng)有所長大。從圖 1(c)粉末的內(nèi)部形貌可以看出，內(nèi)部納米粒子幾乎沒有長大，基本維持了原始30~80 nm的納米尺度，只是由于制備過程的燒結作用使納米粒子界面有一定的程度的縮頸和粘連。另外從圖中可以看出粉末內(nèi)部的孔隙率較高，由粉末的松裝密度得到其孔隙率大約為0.7。

圖1 納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末的SEM像Fig.1 SEM images of nanostructured agglomerated ZrO2-7%Y2O3 powder: (a) All powder; (b) Powder surface; (c)Powder inner

為簡化模型，對納米團聚體粉末作如下簡化假設：1) 粉末為標準球形；2) 材料連續(xù)和各向同性；3) 忽略粉末四周等離子射流的溫度梯度；4) 不考慮初始應力?？紤]到模型及邊界條件的對稱性，為減小計算量，在建模過程中，按八分之一球體建模。嚴格地說，在等離子噴涂過程中，納米團聚體粉末的溫度場與應力場是雙向耦合的，但應力場對溫度場的影響相對較小，為了簡化分析過程，采用熱力單向耦合，忽略應力場對溫度場的影響[14]。在模擬過程中，先進行等離子噴涂過程中粉末溫度場分析，然后將溫度場的結果作為應力場分析的載荷，進行應力場的分析。關于等離子噴涂過程中的等離子弧焰流溫度、粉末速度分布以及粉末在等離子體中的傳熱模型可參考文獻[13]。對于溫度場模型，選用 Solid70三維實體熱單元，采用映射網(wǎng)格劃分策略，整個模型包括16 384個單元，17 985個節(jié)點，所建立的有限元模型如圖2所示。應力場分析的模型和網(wǎng)格劃分與溫度場分析完全相同，只是把Solid70熱分析單元轉(zhuǎn)換成 Solid45三維實體結構單元。另外，對模型的3個平面施加對稱位移約束。

1.2 材料的熱物性參數(shù)

材料的熱物性參數(shù)對納米團聚體粉末模型的計算結果有至關重要的影響，ANSYS程序中以表格的方式給定各典型溫度處的參數(shù)值，利用插值法和外推法確定各未知溫度處的值。ZrO2-7%Y2O3陶瓷的熱物性參數(shù)見表 1[15]。而納米團聚體粉末有較高的孔隙率，孔隙的存在對材料熱物性參數(shù)有很大的影響。對于密度和比熱容直接換算：ρ=ρ0(1?φ)，c=c0(1?φ)，其中 ρ0和c0為致密材料的密度和比熱容；ρ和c為換算的材料密度和比熱容；φ為孔隙率；熱傳導系數(shù)用麥氏方程折算[13]：λ=λ0(1?φ)/(1+φ)，式中 λ0和 λ分別為致密材料和折算后材料的熱傳導系數(shù)；對于彈性模量用如下公式換算[16]：E=E0(1?1.9φ+0.9φ2)，E0、E 分別為致密材料和折算后材料的彈性模量。經(jīng)過換算的納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末的熱物性參數(shù)見表2。

2 計算結果與分析

2.1 模型計算結果

應用ANSYS的參數(shù)化設計語言建立等離子噴涂納米團聚體粉末熱力耦合有限元模型，計算納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末在等離子噴涂過程中的溫度和熱應力情況。模擬計算的參數(shù)為：納米團聚體粉末直徑為70 μm，粉末孔隙率為0.7，粉末初始溫度為80 ℃，粉末初始速度(噴嘴出口)為250 m/s，噴嘴出口處等離子弧溫度為 15 000 K，等離子體換熱系數(shù)為 5 000 W·m?2·K?1，噴涂距離為 100 mm，距離因子參數(shù)為 0.2。在此參數(shù)下，納米團聚體粉末從噴嘴出口飛行至基板的時間為0.446 ms。

圖2 納米團聚體粉末有限元模型示意圖Fig.2 Schematic diagram of finite element model of nanostructured agglomerated powder: (a) Geometric model; (b) Mesh generation

表1 ZrO2-7%Y2O3粉末的熱物性參數(shù)[15]Table 1 Thermal-physical properties of ZrO2-7%Y2O3 powders[15]

圖3所示為等離子噴涂過程中納米團聚體粉末飛行0.1、0.2、0.3和0.4 ms時(從離開噴嘴開始計時)的溫度場分布。關于噴涂過程中粉末的溫度歷程以及工藝參數(shù)對其影響的詳細分析內(nèi)容見文獻[13]。

圖4所示為不同時刻納米團聚體粉末的應力場分布。由圖4可見，在粉末表面有最大的壓應力，在粉末中心的拉壓力最大，應力從粉末表面到中心梯度變化。另外，粉末表面總是表現(xiàn)為壓應力，而粉末中心總是拉應力。這是由于在等離子噴涂過程中，粉末受熱溫度升高，但粉末表面的溫度要高于粉末內(nèi)部的溫度，因此粉末表面的體積膨脹受到粉末內(nèi)部的約束，表現(xiàn)為壓應力，相應的粉末內(nèi)部受拉應力作用。而納米團聚體粉末內(nèi)部的較大的拉應力有使粉末破碎的趨勢，在后面將對此作詳細的討論。

不同時刻粉末徑向應力分布曲線如圖5所示。由圖5可知，比較幾條曲線可以看出，在開始階段(t=0.1 ms)，粉末表面有較高的應力值，并且徑向有較高的應力梯度，隨著時間的增加，應力值和應力梯度逐漸減小。分析其原因如下：在粉末進入等離子射流的初期，由于粉末表面與等離子體之間有較大的溫差，因此，粉末表面升溫較塊，溫度梯度較大，所以表面有較大的應力；隨著溫差的減少，升溫速度開始變慢，溫度梯度變小，相應的應力值和應力梯度也減小。而粉末內(nèi)部的應力變化規(guī)律與表面應力變化有一定的區(qū)別，隨著時間的增加，其應力值和應力梯度先增加后減小。這主要是由于ZrO2-7%Y2O3陶瓷材料熱導率較低，再加上團聚體粉末較高的孔隙率，使其熱導率進一步降低，表面熱量較難傳遞到粉末內(nèi)部。在初期，粉末內(nèi)部升溫很慢，溫度梯度也較小，因此熱應力和應力梯度都較小；而在中間階段，隨著加熱時間的增加，中心溫度逐漸增加，應力和應力梯度也有所增大；而到后期，與表面溫度變化類似，由于與外部溫差的減少粉末內(nèi)部溫度增加趨勢也逐漸變小，應力和應力梯度又開始變小。另外，與粉末表面壓應力徑向梯度相比，粉末內(nèi)部拉應力徑向梯度明顯要小，表現(xiàn)為應力曲線比較平緩。

表2 換算后納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末的熱物性參數(shù)Table 2 Equated thermal-physical properties of nanostructured agglomerated ZrO2-7%Y2O3 powder

圖3 不同時刻納米團聚體粉末溫度場分布Fig.3 Temperature field distributions of nanostructured agglomerated powder at different times: (a) 0.1 ms; (b) 0.2 ms; (c) 0.3 ms;(d) 0.4 ms

圖4 不同時刻納米團聚體粉末應力場分布Fig.4 Stress field distributions of nanostructured agglomerated powder at different times: (a) 0.1 ms; (b) 0.2 ms; (c) 0.3 ms; (d) 0.4 ms

圖6所示為納米團聚體粉末表面點和中心點在噴涂過程中的應力循環(huán)曲線。由圖6可見，隨著噴涂的進行，粉末表面壓應力先快速增加然后緩慢減少，在0.075 9 ms時，粉末表面有最大的壓應力17.42 MPa。而粉末中心的拉應力也是先增加后減少，但其應力變化較表面要平緩；在0.169 6 ms時，粉末表面的拉應力最大，達到14.09 MPa。因此，如果粉末在噴涂過程中發(fā)生破碎，那么應該發(fā)生在內(nèi)部拉應力達時最大值前，也就是說不超過0.169 6 ms，即噴涂的前半程。

2.2 工藝參數(shù)對粉末應力的影響分析

在等離子噴涂過程中，影響粉末狀況的因素有很多，如粉末的粒度和等離子體溫度等。這些因素直接影響著粉末在噴涂過程中的溫度和應力狀況，因此，研究這些因素是如何影響粉末應力至關重要。

圖5 不同時刻粉末徑向應力曲線Fig.5 Stress curves along powder radial direction at different times

圖6 粉末上不同點的應力循環(huán)曲線Fig.6 Stress evolutions of different points of powder

2.2.1 粉末直徑對粉末應力的影響

圖7所示為直徑分別是40、70以及100 μm的粉末表面點和中心點在等離子噴涂過程中的應力循環(huán)曲線。從圖7中可以看出，粉末直徑越大，在噴涂過程中中心點的最大拉應力越大，但出現(xiàn)最大拉應力的時間越晚，如直徑40 μm的粉末在0.075 9 ms時，中心點就出現(xiàn)最大拉應力10.46 MPa；而直徑100 μm的粉末在0.288 0 ms時，粉末中心點才出現(xiàn)最大拉應力，為14.54 MPa。這表明直徑越大，粉末在噴涂過程中破碎的可能性越大，但在不同直徑的粉末都出現(xiàn)破碎的情況下，直徑越大的粉末發(fā)生破碎的時間越晚，位置也越靠近基體。另外，比較噴涂過程中不同直徑的粉末中心的最大拉應力可以看出，隨著直徑的增加，在初期最大拉應力有較大增加，直徑70 μm的粉末的最大抗應力比40 μm的粉末高25.76%；而到后期增加明顯減少，直徑100 μm的粉末只比70 μm的粉末高3.19%。對于粉末表面的應力，雖然粉末直徑越大最大壓應力也越大，但粉末直徑對表面出現(xiàn)最大壓應力的時間影響不大。

圖7 不同直徑粉末表面和中心點的應力循環(huán)曲線Fig.7 Stress evolutions of center and surface of powders with different diameters

2.2.2 噴嘴出口處等離子焰流溫度對粉末應力的影響

在等離子噴涂過程中，等離子體溫度主要由等離子體的密度、動力粘度、比熱容及導熱系數(shù)決定，而這些因素又與噴涂功率(電流、電壓)、氣體組分(主氣、輔氣、載體氣)及流量有關。在不同噴嘴出口溫度下直徑為70 μm的粉末的應力循環(huán)曲線如圖8所示。由圖8可見，噴嘴出口處等離子體溫度越高，粉末表面和中心的最大應力越大，就達到相同的應力水平而言，噴嘴出口溫度越高同一位置越早達到，但出現(xiàn)最大應力的時間差別并不大。也就是說，與較低的噴嘴出口溫度相比，較高的等離子體溫度不但使粉末更易破碎，而且發(fā)生破碎的時間也越早。

圖8 不同噴嘴出口溫度下直徑為70 μm粉末的徑向溫度分布曲線Fig.8 Stress distributions of powders with diameter of 70 μm at different jet nozzle temperatures

2.3 內(nèi)部拉應力對粉末的影響

由于等離子焰流的加熱作用，在等離子噴涂過程中納米團聚體粉末會有劇烈的溫度變化，從而在粉末內(nèi)部產(chǎn)生較大的拉應力，當應力達到某個臨界點時，粉末中將產(chǎn)生裂紋，隨著裂紋的擴展將最終導致粉末的破碎。而破碎后的粉末碎片將沿原來的運動軌跡繼續(xù)向前飛行，當碎片中的應力再次達到臨界點時將發(fā)生二次破碎，以此類推。對等離子噴涂過程中納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末的破碎主要有2種機理[12]：1)ZrO2-7%Y2O3為脆性陶瓷材料，粉末中裂紋一旦形成將迅速擴展而導致粉末破碎，破碎后的碎片會繼續(xù)發(fā)生二次、三次破碎而形成更小的碎片，即漸近破碎機理，其破碎過程如圖9(a)所示；2) 納米團聚體粉末是由許多納米粒子組成的，由于納米粒子的增韌作用，相對于常規(guī)ZrO2-7%Y2O3陶瓷材料，納米團聚體粉末將表現(xiàn)出一定的塑性，在裂紋形成過程中粉末內(nèi)部將形成密集的網(wǎng)狀裂紋，同時能有效地阻止裂紋向粉末外部擴展貫穿，直到能量積累達到臨界水平，粉末才劇烈破碎，可以形成很小的碎片，甚至有可能破碎成組成納米團聚體粉末的單個納米粒子，即爆炸破碎機理，相應的破碎過程如圖9(b)所示。

圖9 粉末漸近破碎(a)和爆炸破碎(b)的示意圖[12]Fig.9 Schematic diagram of gradual disintegration (a) and rear disintegration (b) of powders

3 實驗結果與分析

試驗用基體材料為鋼鐵研究總院高溫材料研究所熔煉的 γ-TiAl基合金(TAC-2)，其名義化學成分為Ti-46.5Al-2.5V-1Cr (摩爾分數(shù)，%)，尺寸為20 mm×16 mm×5 mm，噴涂前試樣經(jīng)打磨、除油、噴砂處理。等離子噴涂在美國普萊克斯公司生產(chǎn)的 3710型等離子噴涂系統(tǒng)上進行，為了緩解 ZrO2-7%Y2O3陶瓷與TiAl合金之間較大的物理性能差異，以北京礦冶研究總院金屬材料所生產(chǎn)的粒度為45~105 μm，名義成分為 Ni-20Co-18Cr-15Al-2Y2O3(質(zhì)量分數(shù)，%)的 KF-113A合金粉末作為過渡層，以松弛應力，避免涂層開裂，相對優(yōu)化的噴涂工藝參數(shù)見表3。涂層SEM像采用 JSM?7100F型(JEOL)場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)觀察。

表3 等離子噴涂參數(shù)Table 3 Plasma spraying parameters

圖 10所示為等離子噴涂納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末后涂層的表面形貌。從圖10中可以看出，噴涂后納米陶瓷涂層表面凹凸不平，呈等離子噴涂態(tài)的典型片層狀堆積結構，同時有一些孔隙和微裂紋，另外還有如下3類組織：1) 單個或少量納米粒子團；2) 以亞微米級尺度為主的小球；3) 較大尺度的不規(guī)則體(非球形)。對表面納米粒子的成因主要有2種較合理的解釋：1) 涂層表面的納米粒子是由在等離子噴涂過程中未完全熔化的納米團聚體粉末撞擊已沉積表面時，熔化或融合的表面破裂而內(nèi)部納米粒子被濺出；2) 由于納米團聚體粉末的力學性能較差，在噴涂過程中會發(fā)生破碎成納米粒子。前一種觀點可以在一定程度上解釋涂層表面存在的納米粒子，但卻不能很好地解釋表面存在的亞微米級小球。結合等離子噴涂過程中粉末應力場的分析，本文作者認為涂層表面的這些組織更大的可能性是由等離子噴涂過程中納米團聚體粉末破碎而形成的。

由以上分析可知，在等離子噴涂過程中，粉末內(nèi)部會產(chǎn)生較大的拉應力，直徑為40、70和100 μm的粉末中心的最大拉應力分別達到10.46、14.09和14.54 MPa，拉應力有使粉末破碎的趨勢。而本試驗所用Nanox S4007是噴霧干燥法制備的，該粉末加工具體過程：首先將普通納米粒子配成膠狀懸浮液，再加入一定的添加劑和粘結劑后，將該膠狀懸浮液進行噴霧干燥。然后將上面得到的小顆粒先后進行250 ℃左右的低溫燒結和1 000 ℃左右的高溫燒結，獲得球狀的微米級納米團聚陶瓷顆粒。由于要限制納米粒子在燒結過程中的過度長大，采用的燒結溫度相對較低，因此由燒結作用引起的納米粒子間縮頸和粘連程度有限，粉末內(nèi)部的結合強度不是很高，對于那些內(nèi)聚力較差的粉末在噴涂過程中會發(fā)生破碎。其中對于直徑較小的粉末，破碎發(fā)生在等離子噴涂的初期，此處等離子體溫度相對較高。

圖10 等離子噴涂納米結構ZrO2-7%Y2O3涂層的表面形貌Fig.10 Surface morphologies of plasma-sprayed ZrO2-7%Y2O3 coating with nanostructure

另外，由于離基體較遠，破碎后的碎片將在等離子焰流中經(jīng)歷相對較長的時間，因此，對于破碎后的由單個納米粒子或極少量納米粒子團組成的碎片將發(fā)生燒蝕，對于由少量納米粒子團組成的碎片將發(fā)生熔化，由于表面張力和內(nèi)聚力的作用，使其具有最小的表面積，冷凝時，凝聚成細小的圓球顆粒，因此噴涂后的表面有以不少亞微米級為主的小球。而對于直徑較大的粉末，破碎發(fā)生在靠近基體處，在較低的等離子體溫度和較短的時間內(nèi)不足以使破碎后的納米粒子熔化，因此，噴涂后的表面還有部分單個或少量納米粒子團。對于較大尺度的不規(guī)則體，可能是由于發(fā)生破碎時粉末表面已經(jīng)熔化，由熔化區(qū)再凝固形成的。觀察粉末破碎后的組織，基本上都是納米或亞微米級尺度的，因此粉末的破碎機理更符合爆炸破碎。

由于較小顆粒的納米團聚體粉末在破碎后納米粒子基本上會熔化重結晶成亞微米級小球，因此，不利于在涂層中保留納米組織，所以納米團聚體粉末粒度不能太小。另外，增加粉末的內(nèi)聚力是減少等離子噴涂過程中粉末發(fā)生破碎傾向的有效方法，可以通過改進納米團聚體粉末制備中的粘結劑以及燒結工藝來提高其內(nèi)聚力。圖11所示為相應的涂層的橫截面形貌。由圖11可以看出，在噴涂過程中未發(fā)生破碎的納米團聚體粉末沉積后可以形成外部是完全熔化區(qū)，內(nèi)部為部分熔化區(qū)的組織，整個涂層呈特殊的兩相結構，因此采取措施減少納米團聚體粉末在等離子噴涂過程中發(fā)生破碎對獲得納米結構涂層是非常有必要的。

圖11 等離子噴涂納米結構ZrO2-7%Y2O3涂層的橫截面形貌Fig.11 Cross-sectional morphology of plasma-sprayed ZrO2-7%Y2O3 coating with nanostructure

事實上，在等離子噴涂過程中粉末表面溫度達到2 480 ℃(ZrO2-7%Y2O3陶瓷熔點)時，粉末表面開始熔化，將有可能對整個粉末的應力場產(chǎn)生一定的重構，在本模型中沒有考慮這種影響，但是數(shù)值模擬的結果仍然可以很好地解釋試驗結果，說明這種忽略在一定程度上是可取的，應力場的仿真結果可以在相當程度上反映等離子噴涂過程中粉末內(nèi)部的應力變化情況，對等離子噴涂納米團聚體粉末的理論研究仍然具有一定的指導意義。

4 結論

1) 在已有的等離子噴涂納米團聚體粉末溫度場數(shù)值模型的基礎上，采用ANSYS有限元軟件中的間接熱力耦合方法，建立了等離子噴涂納米團聚體ZrO2-7%Y2O3粉末熱力耦合有限元模型，對噴涂過程中粉末的熱應力進行了研究，并分析粉末直徑和噴嘴出口處等離子焰流溫度對粉末應力的影響，同時對納米團聚體粉末進行了等離子噴涂試驗，并從理應上討論噴涂過程中粉末破碎的原因及破碎機理。

2) 在等離子噴涂程中，粉末表面有最大的壓應力，粉末中心有最大的拉壓力；粉末表面和中心的應力都是先增加后減小，但表面壓應力比中心拉應力更早出現(xiàn)最大值；粉末直徑越大，粉末中心和表面的最大應力越大，但粉末中心出現(xiàn)最大拉應力的時間越晚，而粉末表面出現(xiàn)最大壓應力的時間差別不大；噴嘴出口處等離子體溫度越高，粉末表面和中心的最大應力越大，而出現(xiàn)最大應力的時間差別不大。

3) 等離子噴涂納米 ZrO2-7%Y2O3涂層的表面凹凸不平，呈等離子噴涂態(tài)的典型片層狀堆積結構，同時有一些孔隙和微裂紋，另外還有3類組織：單個或少量納米粒子團、以亞微米級尺度為主的小球、較大尺度的不規(guī)則體。這3類組織是由等離子噴涂過程中納米團聚體粉末內(nèi)部較大的拉應力而引起粉末破碎形成的，其中單個或少量納米粒子團成因于較大直徑的粉末在靠近基體處的破碎，而亞微米小球由較小直徑的粉末在噴涂初期破碎的碎片熔化后，在表面張力作用下凝固而來；由于納米粒子的增韌作用，納米團聚體粉末表現(xiàn)出一定的塑性，因此其破碎機理更接近于爆炸破碎。

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Finite element numerical simulation of thermal-mechanical coupling of nanostructured agglomerated powder during plasma spraying process

WANG Dong-sheng1,2, TIAN Zong-jun2, WANG Jing-wen1, DUAN Zong-yin1, SHEN Li-da2, HUANG Yin-hui2

(1. Department of Mechanical Engineering, Tongling College, Tongling 244000, China;2. College of Mechanical and Electrical Engineering,Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, Nanjing 210016, China)

A finite element model for analyzing the stress field of nanostructured agglomerated ZrO2-7%Y2O3(mass fraction) powders during plasma spraying process was established by an indirect thermal-mechanical coupling method.And the influence of powders diameter and temperature of jet nozzle exit on feedstock’s stress was studied. Meanwhile,the plasma spraying experiment of using nanostructured agglomerated powders was carried out, and the disintegration mechanism of powder was discussed according to the results of the stress filed and experiment. The results show that the maximal tensile stress locates at the powder center, and the tensile stress of powder center increases at first and then reduces with increasing flying time during the plasma spraying process. With the increase of the powder diameter, the maximal tensile stress increases, while the maximal tensile stress comes late. With the increase of the temperature of jet nozzle exit, the maximal tensile stress also increases, and the temperature of jet nozzle exit has no obviously effect on the time of reaching the maximal tensile stress. The surface morphology of the plasma-sprayed nanostructured coating exhibits some pieces of feedstock, which is composed of single or a few agglomerated nanoparticles, submicron spheres and irregular pieces. The formation of these pieces is attributed to the disintegration of feedstock due to the high tensile stress of the powder center. The disintegration mechanism of nanostructured agglomerated powders is an explosive disintegration.

nanostructured agglomerated powders; plasma spraying; numerical simulation; temperature field; stress field;disintegration mechanism

TG 174.44；TN249

A

1004-0609(2010)10-1962-09

國家自然科學基金資助項目(59975046；50305010)；江蘇省自然科學基金資助項目(BK2004005；BK2009375)；2011年安徽省高等學校省級自然科學研究資助項目；銅陵學院自然科學研究資助項目(2010tlxy20)

2009-10-10；

2010-04-16

王東生，博士；電話：13856292657；E-mail：wangdongsheng@tlu.edu.cn；wangds@nuaa.edu.cn

(編輯 李艷紅)