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 材料科學與工程學院，北京100191)

熱障涂層被廣泛應用到航空渦輪發(fā)動機部件中，用以保護基體，提高發(fā)動機進口溫度以及延長發(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層.由于具有低的熱導率和高的熱膨脹系數，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、較高的抗熱震性能、較低的熱導率以及較好的力學性能，納米YSZ熱障涂層受到了廣泛關注［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.涂層在熱震過程中產生的應力導致了涂層的脫落.這些應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的熔化度則可能導致涂層結合強度的降低［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對納米YSZ熱障涂層組織結構和熱震性能的影響，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(摩爾分數)，尺寸為φ15 mm×3 mm.采用DZ-HL5000超音速火焰噴涂設備制備Ni-25Cr-5Al-0.5Y(質量分數)粘結層，厚度約為100 μm，超音速火焰噴涂工藝參數按照以往研究的工藝參數［12］.采用GP-80型大氣等離子噴涂設備制備8%質量分數納米YSZ陶瓷層，厚度約為250 μm，等離子噴涂工藝參數見表1.

表1 等離子噴涂設備的工藝參數

1.2 孔隙率

采用Olympus-BX51M型金相設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，重復上述步驟，直到涂層出現裂紋、起皮或剝離，脫落總面積達到10%時，視為涂層失效，此時的熱震次數為熱障涂層壽命.

1.4 顯微結構分析

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)對涂層進行物相檢測分析.

2 結論與分析

2.1 組織結構

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，未熔相結構較為松散，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結果如表2所示.從表中可以看出，隨著功率的增加，涂層的熱震次數先增加后減少.熱障涂層中納米結構的存在可以有效的緩解和松弛熱震過程中產生的熱應力，提高涂層的應變容限，從而提高涂層的抗熱震能力.隨著功率的增加，涂層中納米結構所占比例降低，納米結構的影響逐漸降低，當功率達到一定值時，涂層喪失納米結構，熱震次數降低;功率較小時，涂層孔隙率較大，不致密，結合強度較低，使得涂層的熱震次數較低.

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

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生相變應力.

圖6為經過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)調轉換為剛性位移，從而使得TGO處形成應力，由于高溫過程時間較短，TGO厚度沒有達到破壞界面層的臨界值，TGO與粘結層仍然結合牢固［15］.陶瓷層和粘結層的熱膨脹不匹配會產生較大的熱應力，在熱震過程中，涂層的熱應力可以根據式(1)計算［16］:

式中，σ為熱應力;EC為陶瓷層的彈性模量;αS為粘結層熱膨脹系數;αC為陶瓷材料熱膨脹系數;ΔT為熱沖擊時的溫度差;VC為陶瓷層泊松比.當試樣從1100℃投入到20～30℃的水中時，短時間內產生了800～900℃溫度差，會在涂層中產生較大的熱應力.陶瓷層脆性較大，當靠近陶瓷層和粘結層界面處的陶瓷層產生的熱應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層界面的陶瓷層擴展傳播，最終導致涂層的剝落失效［17-18］.

3 結論

1)不同功率下制備的陶瓷層包含熔融相和未熔相，未熔相結構較為松散，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.

References)

［1］ Goward G W.Progress in coatings for gas turbine airfoils［J］.Surface and Coatings Technology，1998，108/109:73-79

［2］ Beele W，Marijnissen G，van Lieshout A.The evolution of thermal barrier coatings-status and upcoming solutions for today's key issues［J］.Surface and Coatings Technology，1999，120/121:61-67

［3］ Padture N P，Gell M，Jordan E H.Thermal barrier coatings for gas-turbine engine applications［J］.Science，2002，296:280-284

［4］ Zhou Chungen，Wang Na，Wang Zhenbo，et al.Thermal cycling life and thermal diffusivity of a plasma-sprayed nanostructured thermal barrier coating［J］.Scripta Materialia，2004，51(10):945-948

［5］ Liu Chunbo，Zhang Zhimin，Jiang Xianliang，et al.Comparison of thermal shock behaviors between plasma-sprayed nanostructured and conventional zirconia thermal barrier coatings［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2009，19:99-107

［6］ Zhou Chungen，Wang Na，Xu Huibin.Comparison of thermal cycling behavior of plasma-sprayed nanostructured and traditional thermal barrier coatings［J］.Materials Science and Engineering A，2007，452/453:569-574

［7］ Lima R S，Marple B R.Nanostructured YSZ thermal barrier coatings engineered to counteract sintering effects［J］.Materials Science and Engineering A，2008，485(1/2):182-193

［8］ Khan N A，Lu J.Behavior of air plasma sprayed thermal barrier coatings，subject to intense thermal cycling［J］.Surface and Coatings Technology，2003，16:37-43

［9］ Wang W Q，Sha C K，Sun D Q，et al.Microstructural feature，thermal shock resistance and isothermal oxidation resistance of nanostructured zirconia coating［J］.Materials Science and Engineering A，2006，424:1-5

［10］ Liang Bo，Ding Chuanxian.Thermal shock resistances of nanostructured and conventional zirconia coatings deposited by atmospheric plasma spraying［J］.Surface and Coatings Technology，2005，197:185-192

［11］ Lima R S，Kucuk A，Berndt C C.Integrity of nanostructured partially stabilized zirconia after plasmas pray processing［J］.Materials Science and Engineering，2001，313:75-82

［12］ Huang Hui，Liu Chao，Ni Liyong，et al.Evaluation of microstructural evolution of thermal barrier coatings exposed to Na2SO4using impedance spectroscopy［J］.Corrosion Science，2011，4:1369-1374

［13］ Ajdelsztajn L，Picas J A，Kim G E，et al.Oxidation behavior of HVOF sprayed nanocrystalline NiCrAlY powder［J］.Materials Science and Engineering A，2002，338:33-43

［14］ Lee C H，Kim H K，Choi H S，et al.Phase transformation and bond coat oxidation behavior of plasma-sprayed zirconia thermal barrier coating［J］.Surface and Coatings Technology，2000，124:1-12

［15］ Rabiei A，Evans A G.Failure mechanisms associated with the thermally grown oxide in plasma-sprayed thermal barrier coatings［J］.Acta Mater，2000，48:3963-3976

［16］ Miller R A，Lowell C E.Failure mechanisms of thermal barrier coatings exposed to elevated temperatures［J］.Thin Solid Films，1982，95:265-273

［17］ Khor K A，Jana S.Pulsed laser processing of plasma sprayed thermal barrier coatings［J］.Journal of Materials Processing Technology，1997，66:4-8

［18］ Kuroda S，Clyne T W.The quenching stress in thermally sprayed coatings［J］.Thin Solid Films，1991，1:49-66