基于在線監(jiān)測的可磨耗涂層噴涂參數(shù)優(yōu)化研究

王斌利，魏磊，胡江波，李迎軍

（中國航發(fā)西安航空發(fā)動機有限公司，西安 710021)

0 引言

現(xiàn)代航空渦輪發(fā)動機在高溫、高壓、高速條件下服役，高可靠性和耐高溫是現(xiàn)代航空發(fā)動機對渦輪部件提出的最基本要求。采用熱噴涂工藝在零件表面制備一層可磨耗封嚴(yán)涂層，可有效減少渦輪葉尖燃?xì)庑孤岣甙l(fā)動機熱效率，延長關(guān)鍵零部件的使用壽命[1-2]。在渦輪外環(huán)表面采用低壓等離子涂覆工藝制備可磨耗涂層，是目前最為先進(jìn)的耐高溫封嚴(yán)涂層涂覆工藝方法，工藝過程的復(fù)雜性決定了涂層顯微結(jié)構(gòu)和性能控制的復(fù)雜性。而低壓等離子體射流和飛行粒子之間的相互作用已經(jīng)被廣泛研究，這主要得益于強大的、易于操作的粒子診斷工具在監(jiān)測熱噴涂工藝上的廣泛應(yīng)用[3]。這種測量等離子噴涂射流及射流中粒子的精密且易于操作的非侵入式的診斷工具的出現(xiàn)，使得更好的表征等離子噴涂工藝成為可能[4-7]。因此采用在線監(jiān)測設(shè)備對低壓等離子噴涂粉末粒子的溫度、速度進(jìn)行測試和分析，是一種優(yōu)化噴涂參數(shù)有效便捷手段，也是提高涂層理化性能優(yōu)選方式。

本文在低壓等離子噴涂設(shè)備上引入在線監(jiān)測設(shè)備，檢測飛行粒子溫度、速度及粒子場的變化，通過正交試驗法獲得滿足制備高性能可磨耗涂層的低壓等離子噴涂參數(shù)，并采用優(yōu)化工藝參數(shù)對制備涂層性能進(jìn)行表征和分析。

1 試驗

1.1 粉末粒子速度溫度測試

采 用Spray Watch (Oseir,Finland) 粒 子 在線診斷系統(tǒng)用于總體粒子測量的診斷，采用DPV2000(Tecnar Ltee, St. Hubert, Quebec)測溫測速系統(tǒng)用于單個粒子測量的診斷，測試等離子體射流中的飛行粒子的速度和溫度。通過采集飛行粒子的溫度和速度，運用正交試驗法來優(yōu)化CoNiCrAlY 低壓等離子噴涂工藝參數(shù)。本文選定電流I、噴涂距離d、主氣Q及次氣q四個主要工藝參數(shù)作為試驗因素，因素水平見表1。噴涂工藝優(yōu)化試驗方案以飛行粒子速度、溫度為指標(biāo)，根據(jù)水平數(shù)選用L9(34)正交方案。

表1 CoNiCrAlY 噴涂工藝參數(shù)正交試驗方案L9 (34)Table 1 CoNiCrAlY spraying process parameters orthogonal experimentL9 (34)

1.2 涂層制備

采用歐瑞康美科公司MultiCoat VPS 低壓等離子噴涂設(shè)備制備高溫可磨耗涂層，噴槍型號為F4-VB。涂層厚度0.3～0.4 mm，試樣基材為高溫合金材料，尺寸為40 mm×20 mm×3 mm，需對試樣邊緣倒角處理。試樣噴涂前，用丙酮除油，用20#氧化鋁砂對表面吹砂，檢查表面粗糙度不小于5 μm。本實驗涂層為單層結(jié)構(gòu)形式，粉末材料CoNiCrAlY，其化學(xué)成分為Co-30Ni-25Cr-7Al-0.4Y，粉末的外觀形貌見圖1。

圖1 CoNiCrAlY 粉末SEM 形貌照片F(xiàn)ig.1 The SEM morphology of CoNiCrAlY

1.3 涂層性能表征

采用光學(xué)顯微鏡(GX71)和掃描電子顯微鏡(SEM, VEGAII XMU, Tescan, Czech Republic)分析涂層截面組織；采用司特爾(DuraScan 50)分析涂層的顯微硬度等；采用表面洛氏硬度計(HRS-450)測試在1000 ℃經(jīng)不同暴露時間后的涂層室溫/高溫硬度；采用拉伸試驗機(INSTRON 1196)檢測涂層與基體、涂層間內(nèi)聚力。

2 結(jié)果與討論

2.1 低壓等離子體射流的溫度和速度分布分析

采用Spray Watch 采集的低壓等離子噴涂系統(tǒng)中等離子體粉末粒子射流溫度和速度見圖2、3 所示。如圖2 所示，隨著焰流距陰極尖端距離的增加，低壓等離子噴涂系統(tǒng)等離子體粉末粒子射流溫度均為先升高后下降。F4-VB 噴槍內(nèi)等離子體射流最高溫度大約為17000 K。由于低壓等離子噴涂系統(tǒng)特殊的噴管結(jié)構(gòu)，其電磁壓縮和熱壓縮效應(yīng)增強，使得等離子體射流能量密度大幅度提高，低壓等離子噴涂系統(tǒng)等離子體粉末粒子射流最高溫度顯著提高。另一方面，低壓等離子噴涂系統(tǒng)射流高溫區(qū)向前端（噴槍出口端）推移了約40 mm，這主要是由于壓縮和低壓效應(yīng)的增強使得低壓等離子噴涂系統(tǒng)等離子體射流被拉長的原因。

圖2 低壓等離子噴涂體射流溫度隨噴距變化Fig. 2 Jet temperature of low pressure plasma spray varies with spray distance

從圖3 可以看出，隨著焰流距陰極尖端距離的增加，等離子體粉末粒子射流速度均為先升高后下降，低壓等離子系統(tǒng)噴槍內(nèi)等離子體射流最高速度大約為1200 m/s。與傳統(tǒng)的常壓等離子噴涂系統(tǒng)等離子體射流最高速度相比，低壓等離子系統(tǒng)提高了72%。射流速度最大值向噴嘴出口端推移了大約10 mm，這主要由于低壓等離子噴涂系統(tǒng)特殊的F4-VB 結(jié)構(gòu)引起射流能量密度和溫度的提高及等離子體射流拉長引起的。低壓等離子噴涂系統(tǒng)等離子體射流速度高，內(nèi)部低壓艙內(nèi)氬氣保護(hù)氣體的卷入，引起等離子體射流速度和溫度快速下降。

從圖2、圖3 還可以看出，低壓等離子噴涂系統(tǒng)等離子體射流速度最大值附近出現(xiàn)了凹谷，這主要是由于該系統(tǒng)采用內(nèi)送粉方式，送粉氣流對其速度和溫度有一定影響。

圖3 低壓等離子噴涂射流速度隨噴距變化Fig. 3 Jet velocity of low pressure plasma spraying varies with spray distance

2.2 正交試驗法測試分析

依據(jù)表1 正交試驗方案，采用DPV-2000 測得CoNiCrAlY 粒子在不同噴涂參數(shù)下的速度和溫度值，表2 所列試驗號對應(yīng)的速度和溫度值均為25 個測試點數(shù)值的平均值。采用極差分析法對表2 結(jié)果進(jìn)行分析，極差R 反映了試驗中不同因素的作用，極差大表示該因素對指標(biāo)影響大，為主要影響因素；極差小表示該因素對指標(biāo)影響小，為次要因素。由表2 中極差數(shù)值可見，影響CoNiCrAlY 粒子速度的因素主次為電流、次氣流量、主氣流量、噴涂距離；影響CoNiCrAlY 粒子溫度的因素主次為主氣流量、次氣流量、電流、噴涂距離。

表2 CoNiCrAlY 正交試驗結(jié)果表Table 2 CoNiCrAlY orthogonal experiment results

由圖4 (a)可知粒子速度與電流成單調(diào)遞增關(guān)系，速度效應(yīng)在600～620A 范圍內(nèi)增加緩慢，在620～640A 范圍內(nèi)增加迅速；隨著主次氣流量、噴涂距離的增加，三者的速度效應(yīng)均表現(xiàn)為先上升后下降的趨勢，次氣流量為7 L/min，噴涂距離為390 mm 時速度最快。

由圖4 (b)可知溫度與電流成單調(diào)遞增關(guān)系；主氣流量由45 L/min 增大到55 L/min 時，溫度與主氣流量成單調(diào)遞減關(guān)系；溫度與次氣流量成單調(diào)遞增關(guān)系，且其溫度效應(yīng)在開始階段增加迅速，而后增加緩慢，次氣流量在7 ～9 L/min 范圍內(nèi)變化時對溫度的影響較大；當(dāng)噴涂距離從390 mm增至420 mm時，溫度效應(yīng)是先上升而后開始下降，噴涂距離在390 mm 時粒子溫度最高。

圖4 噴涂參數(shù)對噴涂顆粒速度與溫度的影響：(a)速度； (b)溫度Fig.4 Effects of spraying parameters on particle velocity and temperature: (a) velocity; (b) temperature

分析圖4 結(jié)果可知，隨著等離子氣體總流量的增加，等離子射流的壓縮增強，從而等離子射流速度場大幅度提高。氬氣流量的增加導(dǎo)致了射流線動量的增加，因此粒子在等離子射流中獲得更高的飛行速度，但高的粒子速度縮短了粒子在等離子射流中心高溫區(qū)的停留時間，同時由于高的總等離子氣體流量對等離子射流的冷卻作用，又導(dǎo)致了飛行粒子表面溫度具有一定程度的下降。同時隨著總等離子氣體流量的增加，等離子射流的壓縮增強，等離子射流的能量密度和熱焓值增加，這會導(dǎo)致等離子射流溫度場的增加，因而粒子表面溫度有一定程度的提高。隨著噴涂距離的增加，粒子表面溫度和飛行速度都先增加到最大值，然后有一定程度的下降。當(dāng)粉末粒子送入噴槍內(nèi)部時，拖拽力是決定粒子在等離子射流中運動的主要作用力。

粉末粒子通過與等離子射流之間的傳熱傳質(zhì)行為被高溫高速的等離子射流加熱加速。當(dāng)?shù)入x子射流速度高于粒子速度時，粉末粒子在等離子射流中被加熱加速，在距離噴嘴一定距離處，粒子被加速至與等離子射流速度相等；超過這一點之后，由于粒子慣性，射流中粒子速度超過等離子速度，此時由于拖拽力開始變?yōu)樨?fù)值，等離子射流開始阻礙粒子的運動，粒子速度也因此開始逐漸下降。

2.3 參數(shù)優(yōu)化驗證試驗結(jié)果分析

為進(jìn)一步驗證優(yōu)化后（設(shè)定編號為1#）和優(yōu)化前（設(shè)定編號為2#）工藝參數(shù)對涂層性能影響（見表3），監(jiān)測了不同工藝參數(shù)條件下的飛行粒子速度、溫度，并進(jìn)行了結(jié)合強度及顯微組織結(jié)構(gòu)驗證，結(jié)果如表4 所示。

表3 不同效應(yīng)優(yōu)化前后CoNiCrAlY 噴涂工藝參數(shù)Table 3 CoNiCrAlY spraying parameters optimized by different effects

表4 不同工藝參數(shù)下飛行粒子速度、溫度及涂層性能Table 4 Particle velocity, temperature and coating properties under different process parameters

2.3.1 顯微組織

如圖5 所示，顯微組織1#涂層與基體、涂層與涂層之間未見橫向和縱向裂紋，涂層中的氧化物細(xì)小，未見明顯的條狀氧化物和團(tuán)狀氧化物，涂層中可見少量分散的孔隙，未融化的粉末顆粒不明顯，說明粉末熔化較充分, 熔化后的粉末顆粒在碰到基體后產(chǎn)生形變, 彌散性較好, 表現(xiàn)為光滑的層狀結(jié)構(gòu)涂層形貌。顯微組織2#涂層與基體、涂層與涂層之間未見橫向和縱向裂紋，涂層組織致密，涂層中半融化狀態(tài)的粉末顆粒較多，且半融化狀態(tài)粉末粒子分布較集中，這種半融化粒子對涂層的結(jié)合強度會存在一定的影響。

圖5 (a)和(b)顯微組織還顯示，2#中孔洞多且直徑要稍大于1#，測試結(jié)果表明，優(yōu)化后的1#方案工藝參數(shù)下飛行粒子速度較優(yōu)化前的2#方案有明顯提高，較大粒子動能撞擊基體時變形、扁平化程度較好，還表現(xiàn)在涂層抗拉結(jié)合強度明顯提高。

圖5 涂層顯微組織圖片：(a) 1#; (b) 2#Fig. 5 Microstructure of the coating: (a) 1#; (b) 2#

2.3.2 結(jié)合強度

表4 涂層抗拉結(jié)合強度顯示，1#方案比2#方案涂層結(jié)合強度提高了11.8%，說明扁平化程度越高越有利于涂層與基體的結(jié)合強度提高。且從斷裂位置來看，2#方案中，有2 件斷裂位置為100%從頂層靠近中間位置斷裂，1 件為80%從頂層靠近中間位置斷裂和20%從頂層基體界面斷裂；而優(yōu)化后1#方案涂層結(jié)合強度斷裂位置，第1 件是100%頂層靠近中間位置斷裂，第2 件是40%頂層靠近頂部中間位置和60%環(huán)氧樹脂處斷裂，第3 件是100%環(huán)氧樹脂位置斷裂。單從斷裂位置來看，優(yōu)化后的工藝參數(shù)制備的涂層結(jié)合強度實際強度值還要高于測試結(jié)合強度。

2.3.3 顯微硬度

表5 是涂層在加載負(fù)載為300 g 顯微硬度檢測結(jié)果，優(yōu)化后的1#涂層硬度最大值為497.1，遠(yuǎn)大于優(yōu)化前2#涂層硬度最大值395.9，涂層最大硬度值提高25.8%，涂層平均硬度值提高17.1%。說明粒子飛行速度是決定涂層質(zhì)量更為關(guān)鍵的因素，速度越高粒子的動能越大，撞擊基體時變形、扁平化程度越好，涂層孔隙更小，硬度越高。

表5 涂層顯微硬度Table 5 Microhardness of the coating

2.4 優(yōu)化參數(shù)涂層的高溫穩(wěn)定性性能結(jié)果分析

對低壓等離子噴涂工藝制備的涂層，1000℃經(jīng)不同暴露時間熱穩(wěn)定性后，對涂層的顯微組織、室溫和高溫硬度進(jìn)行測試。

2.4.1 顯微組織

圖6 是涂層在1000℃保溫100～300 h 熱穩(wěn)定時間下的組織照片，經(jīng)1000 ℃高溫處理，低壓等離子所制備的涂層內(nèi)部組織致密，涂層基本組織未發(fā)生變化。由于涂層本身存在孔隙，涂層中顆粒表面氧化物增多，氧化膜厚度在逐步增厚。隨保溫時間增加，空氣中的氧原子與涂層中的Co、Al 和Ni 元素發(fā)生反應(yīng)增強，Cr 的氧化程度明顯增強，涂層中表面氧化層中的Al2O3、Cr2O3增多增厚，且由表面逐步向涂層內(nèi)部發(fā)展。而Al2O3陶瓷薄膜的形成，阻礙了氧元素從外部向涂層內(nèi)部的擴(kuò)散。由于Al 和Cr 的競爭性優(yōu)先氧化，使涂層中Ni 元素基本保持穩(wěn)定，說明該涂層高溫性能明顯，涂層具有耐高溫優(yōu)勢。

圖6 涂層1000 ℃，不同保溫時間涂層組織照片：(a) 100 h; (b)200 h; (c) 300 hFig. 6 Microstructure of the coating held at 1000 ℃ for different holding time:(a) 100 h; (b)200 h; (c) 300 h

2.4.2 涂層硬度

圖7 是低壓等離子噴涂涂層1000 ℃ 0～300 h熱穩(wěn)定性室溫硬度和高溫硬度對比。從圖7 試驗結(jié)果可知，在0～300 h 熱循環(huán)過程中，涂層的室溫硬度有降低趨勢，但基本穩(wěn)定在90 HR45Y左右，與初始狀態(tài)相差不大。而高溫硬度則隨著時間的推移，隨著金屬顆粒表面氧化膜增厚速度提升，熱循環(huán)過程中的高溫硬度有升高趨勢，但變化也不明顯，基本維持在65 HR45Y 左右，但涂層的高溫硬度明顯低于室溫硬度，說明該鈷基高溫可磨耗涂層具備高溫可磨耗性能。分析認(rèn)為，該涂層1000 ℃熱暴露300 h 過程中，前期主要是空氣中的氧元素與涂層中的金屬元素發(fā)生氧化反應(yīng)形成氧化物，但隨著時間進(jìn)一步延長，涂層中的殘余應(yīng)力被釋放，產(chǎn)生時效效應(yīng)，引起涂層室溫硬度有降低，隨熱穩(wěn)定試驗時間的增加，涂層高溫硬度略有升高，可能與涂層表面氧化膜增厚有關(guān)。

圖7 涂層經(jīng)1000 ℃熱穩(wěn)定后室溫與高溫硬度比對圖Fig. 7 The room temperature high temperature hardness of coatings after thermal stabilization at 1000 ℃

3 結(jié)論

(1) 通過在線監(jiān)測診斷手段，跟蹤檢測低壓等離子噴涂焰流中粉末的粒子飛行溫度和速度變化規(guī)律，采用正交試驗法獲得了CoNiCrAlY 涂層優(yōu)化工藝參數(shù)。

(2) 經(jīng)顯微組織等驗證，采用優(yōu)化后工藝參數(shù)所制備涂層，顯微組織明顯優(yōu)于優(yōu)化前的涂層性能、涂層顯微硬度提高17.1%，涂層結(jié)合強度提高11.8%。

(3) 優(yōu)化后工藝參數(shù)制備的涂層，經(jīng)1000 ℃保溫0～300 h 熱穩(wěn)定試驗，隨時間的推移，涂層顯微組織中的氧化膜增厚，室溫硬度有降低趨勢，高溫硬度有升高的趨勢，但明顯低于室溫硬度，涂層具有高溫可磨耗性能。