底層對(duì)封嚴(yán)篦齒耐磨涂層抗熱震性能的影響

張志遠(yuǎn)，苗小鋒，吳超，劉通，劉建明，張?chǎng)?/p>

（1.中國(guó)航發(fā)南方工業(yè)有限公司，株洲 412002；2.礦冶科技集團(tuán)有限公司，北京 100160）

0 引言

篦齒封嚴(yán)作為一種結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單、性能良好的封嚴(yán)技術(shù)廣泛應(yīng)用于各類(lèi)燃?xì)廨啓C(jī)、渦輪機(jī)、蒸汽機(jī)等封嚴(yán)裝置中，在上世紀(jì)30 年代首次應(yīng)用于蒸汽機(jī)中的篦齒封嚴(yán)，對(duì)燃油氣的流失泄漏起到了有效的阻隔作用，降低能耗的同時(shí)提高了機(jī)械的工作效率[1]。篦齒封嚴(yán)結(jié)構(gòu)是一種使用壽命長(zhǎng)，效率高的非接觸式封嚴(yán)結(jié)構(gòu)，它通過(guò)減小蓖齒尖與封嚴(yán)環(huán)面之間的間隙和增加齒腔通道中的渦流流阻，消耗氣流動(dòng)能，達(dá)到減少泄漏的目的。在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中，為減少密封泄漏，往往采用小間隙設(shè)計(jì)，篦齒尖與封嚴(yán)面之間的間隙應(yīng)盡可能地縮小。然而在發(fā)動(dòng)機(jī)運(yùn)行過(guò)程中，會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)子與靜子部件的振動(dòng)偏移、轉(zhuǎn)子在高速旋轉(zhuǎn)離心力作用下的葉片伸長(zhǎng)以及輪盤(pán)的不均勻熱膨脹和軸承的熱變形均會(huì)引起封嚴(yán)結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)靜子間的碰磨和磨損，從而造成間隙增大伴隨泄漏量增加。同時(shí)不穩(wěn)定振動(dòng)發(fā)生的磨損不僅加劇這一現(xiàn)象，還會(huì)產(chǎn)生磨粒擊打損壞渦輪葉片，使發(fā)動(dòng)機(jī)性能衰退[2,3]。而為了保證在發(fā)生摩擦?xí)r封嚴(yán)結(jié)構(gòu)能正常穩(wěn)定工作，其靜止的襯套一般設(shè)計(jì)成可磨耗的，主要類(lèi)型有可磨耗材料涂層、復(fù)合氈、金屬蜂窩等[4]。為了增強(qiáng)篦齒表面的高溫耐磨性能，保護(hù)齒尖不易受熱摩擦變形或疲勞裂紋的影響，在篦齒表面一般采用Al2O3等高溫抗氧化耐磨涂層進(jìn)行防護(hù)[5]。轉(zhuǎn)子在工作條件下高速旋轉(zhuǎn)磨削靜子表層的犧牲涂層或金屬蜂窩進(jìn)行間隙控制和氣路封嚴(yán)，因此必須具有良好的工況適應(yīng)性，避免轉(zhuǎn)子表面涂層的磨損不均勻和涂層脫落發(fā)生[6,7]。

大氣等離子噴涂(APS)是噴涂氧化鋁基陶瓷粉體最常用的技術(shù)，可以將噴涂粉末加熱至熔化或熔融狀態(tài)，在等離子射流加速下獲得很高的溫度和速度，噴射到基材表面形成涂層，近幾十年來(lái)等離子噴涂技術(shù)廣泛應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)中[8]?；贏l2O3和NiAl 金屬陶瓷的涂層是抗高溫腐蝕和磨損的極佳選擇[9]，等離子噴涂的NiAl/Al2O3粉體，由70 wt.% 的Al2O3粉末和30 wt.% 的NiAl 粉末通過(guò)機(jī)械混合工藝復(fù)合而成，涂層具有良好的結(jié)合強(qiáng)度、耐磨、耐熱性能和開(kāi)裂韌性，可應(yīng)用于篦齒耐磨防護(hù)涂層。NiAl/Al2O3熱噴涂層的性能特點(diǎn)包括具有比純氧化鋁更致密的結(jié)構(gòu)以及更好的耐磨性、抗沖擊性和熱循環(huán)性，能有效改善基材的耐熱性、耐磨性和耐腐蝕性[10,11]。目前航空發(fā)動(dòng)機(jī)中部分封嚴(yán)篦齒主動(dòng)磨削涂層使用的是未經(jīng)打底的NiAl/Al2O3熱噴涂涂層，因此要求在高溫下使用的NiAl/Al2O3金屬陶瓷涂層具有良好的耐熱沖擊性，因?yàn)橥繉拥膭冸x會(huì)給實(shí)際應(yīng)用帶來(lái)嚴(yán)重問(wèn)題[12]。

鋁包鎳復(fù)合粉末在等離子噴涂過(guò)程中，鎳和鋁會(huì)在高溫作用下發(fā)生劇烈的自粘結(jié)放熱反應(yīng)，生成鎳鋁間金屬化合物，使之與基體發(fā)生形成輕微冶金結(jié)合，具有良好的抗高溫氧化、抗熱沖擊以及基材適配性能，廣泛應(yīng)用于高溫環(huán)境下金屬/陶瓷、可磨耗涂層的打底層[13]。NiAl/Al2O3金屬陶瓷復(fù)合粉體雖含有部分的鎳包鋁復(fù)合粉體相，在噴涂過(guò)程中也會(huì)發(fā)生自粘結(jié)放熱增強(qiáng)涂層與基體的結(jié)合，但是僅僅讓其作為面層而不采取雙層打底的模式究竟會(huì)對(duì)其高溫抗熱震使用壽命產(chǎn)生怎樣的影響正是本文需要解決的一個(gè)問(wèn)題。篦齒封嚴(yán)結(jié)構(gòu)在發(fā)動(dòng)機(jī)中長(zhǎng)期處于高溫磨損、氧化以及冷熱交替熱沖的工況下，本文主要采用鋁包鎳復(fù)合打底粉，對(duì)GH4149 鎳基高溫合金進(jìn)行打底和未進(jìn)行打底的試驗(yàn)，研究?jī)煞N方式的工作層在高溫下的抗熱震行為，對(duì)實(shí)際生產(chǎn)具有重要指導(dǎo)意義。

1 試驗(yàn)

1.1 涂層的材料與制備

本文采用GTV F6 等離子噴涂設(shè)備在GH4169 鎳基高溫合金基體(Φ25×5 mm)上噴涂金相試樣、結(jié)合強(qiáng)度試樣以及熱震試驗(yàn)試樣，試樣尺寸為Φ25×5 mm 的圓片型試樣。打底層選用礦冶科技集團(tuán)生產(chǎn)的鎳包鋁粉末（牌號(hào)為KF-6），底層厚度為0.1～0.15 mm，面層材料為礦冶科技集團(tuán)研制的NiAl/Al2O3金屬陶瓷粉體，面層厚度為0.2～0.25 mm。在噴涂前，需用丙酮或酒精對(duì)試樣表面進(jìn)行除油、除銹超聲清潔處理，干燥后再對(duì)試樣表面進(jìn)行噴砂粗化處理，以增強(qiáng)涂層與基體的機(jī)械嵌合，將進(jìn)行打底和未打底的涂層分別記為Bond +Top coating 涂層和Top coating 涂層。大氣等離子噴涂(APS)工藝參數(shù)如表1 所示。

表1 大氣等離子噴涂工藝參數(shù)Table 1 Air plasma spraying process parameters

1.2 微觀結(jié)構(gòu)表征

采用掃描電子顯微鏡(HITACHI，SU5000)對(duì)制備出的NiAl/Al2O3粉體進(jìn)行直觀觀察，以確定其形態(tài)、尺寸及組成，采用其配備的EDS能譜對(duì)粉末截面微觀狀態(tài)進(jìn)行了面掃描元素分布測(cè)試。噴涂后的涂層表面和截面、Bond+Top coating 涂層和Top coating 涂層熱震試驗(yàn)后的表面和截面同樣使用掃描電鏡觀察微觀組織，以確定涂層中可能出現(xiàn)的裂紋等缺陷。涂層的孔隙率及組分物相分布采用Image J 軟件對(duì)拍攝的不同部位掃描圖片進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析；采用X 射線衍射儀(XRD BRUKER,D8 ADVANCE) 表征噴涂粉末和涂層的物相，單色KαCu(1.54056?)作為40 kV 和40 mA 的輻射源，以10°～90°的角度間隔記錄了衍射圖，步長(zhǎng)為Δ(2θ)=0.04°，步長(zhǎng)間隔0.1s。

1.3 涂層力學(xué)性能檢測(cè)

采用ZERZUS 710RS 洛氏硬度計(jì)，參照HB5486 標(biāo)準(zhǔn)，使用HR15N 標(biāo)尺進(jìn)行涂層硬度測(cè)試，每個(gè)樣品測(cè)試5 個(gè)點(diǎn)，每個(gè)點(diǎn)保壓時(shí)間5s，測(cè)試涂層的表面洛氏硬度。樣品分別為Bond+Top coating 涂層和Top coating 涂層以及熱震試驗(yàn)后Bond +Top coating 涂層和Top coating 涂層。涂層的結(jié)合強(qiáng)度選用拉伸-剝離試驗(yàn)法進(jìn)行測(cè)定，對(duì)接件分別為噴砂完的樣件和噴涂涂層的樣件，對(duì)接件粘結(jié)使用結(jié)合強(qiáng)度高于70 MPa 的E-7 環(huán)氧樹(shù)脂固體膠在190℃下進(jìn)行充分熔融固化粘結(jié)。結(jié)合強(qiáng)度值被確定為最大載荷(N)與樣品橫截面積(mm2)之比，每種涂層測(cè)量五組，結(jié)合強(qiáng)度取其平均值。采用WDW-100A 型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸件保持在垂直的方向上，試驗(yàn)載荷連續(xù)且均勻地施加，拉伸速率為1 mm/min。

1.4 涂層抗熱震性能試驗(yàn)

采用水冷熱震的方式測(cè)試涂層的抗熱震性能，將噴涂好的Bond+Top 涂層和Top 涂層各取3 片放入650±5℃的馬弗爐中，試樣保溫5 min后取出放入常溫去離子水中水冷2 min 為一次循環(huán)。采取如此的循環(huán)方式，觀察記錄每次水冷熱震循環(huán)后涂層的表面形態(tài)，如發(fā)生超過(guò)總面積1/3 的涂層脫落或者大面積龜裂，即視為涂層的熱震失效[14]，記錄循環(huán)試驗(yàn)次數(shù)為涂層的抗熱震失效次數(shù)，以此判定熱震性能。

2 結(jié)果與討論

2.1 粉體和涂層的微觀結(jié)構(gòu)

底層用粉選用的是鋁包鎳粉，粉末形貌圖如圖1 所示。圖1 (a)中可以看出粉體整體上近球形，圖1 (b)中顯示細(xì)粒徑的鋁粉包覆在大顆粒的鎳粉表面，該種顆粒結(jié)構(gòu)能夠在高溫下發(fā)生自粘結(jié)放熱反應(yīng)，釋放的熱量有利于噴射熔滴撞擊基體表面時(shí)的變形與鋪展，從而形成具有微區(qū)擴(kuò)散層結(jié)合的自粘結(jié)涂層，增強(qiáng)與基體間的結(jié)合。

圖1 打底層用鋁包鎳粉末：(a)低倍；(b)高倍Fig.1 Aluminum-clad nickel powder for bond coating:(a) low magnification;(b) high magnification

NiAl/Al2O3粉體的XRD 和SEM 如圖2 所示。圖2 (a)中粉體的XRD 分析圖譜中可以看出主要峰對(duì)應(yīng)于Al2O3相，而其它顯示峰主要與Ni、Al以及金屬間化合物NiAl 相有關(guān)。圖2(b)是金屬陶瓷粉末的表面形貌圖，根據(jù)襯度的差異對(duì)比可以區(qū)別出深灰色不規(guī)則棱角狀粉體為Al2O3陶瓷相，而高亮澤近球形粉末為NiAl 金屬相。此外，通過(guò)對(duì)粉末的剖面進(jìn)行EDS 面掃描元素分布表征發(fā)現(xiàn)NiAl 金屬粉末是具有核-殼分布的特殊結(jié)構(gòu)，其中核由Al 相組成，殼主要由Ni 相組成，SEM 顯微照片和EDS 組成分析如圖2(c)和(d)所示。

圖2 NiAl/Al2O3 粉體的表征：(a) XRD 圖譜；(b) SEM 表面形貌圖；(c) 粉末剖面背散射圖；(d) 粉末剖面的面掃圖Fig.2 Characterization of NiAl/Al2O3 powder:(a) XRD pattern;(b) SEM surface topography;(c) powder profile backscattering image;(d) surface scan image of powder profile

圖3 是噴涂后涂層的物相圖譜和對(duì)應(yīng)兩類(lèi)涂層的微觀形貌。圖3 (a)和(b)中分別采用XRD對(duì)涂層進(jìn)行了物相表征，以觀察APS 噴涂沉積后粉末物相的變化，由于鎳粉熔點(diǎn)高，鋁粉的熔點(diǎn)相對(duì)較低，在鋁粉熔化溫度附近會(huì)發(fā)生反應(yīng)，固相的鎳粉與處于液相的鋁發(fā)生劇烈的反應(yīng)，生成NiAl 金屬間化合物并釋放出大量的熱量。這種化學(xué)反應(yīng)熱，增大了熱噴涂焰流的熱熔值，提高了噴射粒子的溫度，并對(duì)基體的薄層表面補(bǔ)充加熱，提高了基體薄層表面的溫度，有利于噴射熔滴撞擊基體表面時(shí)的變形與鋪展，從而形成具有微區(qū)擴(kuò)散結(jié)合的自粘結(jié)涂層。由圖3 可見(jiàn)，涂層整體上物相并沒(méi)有發(fā)生大的改變，主要是Al2O3相和NiAl 金屬間化合物，觀察到微弱的NiO 峰出現(xiàn)，而Al 元素的氧化仍以Al2O3的形式出現(xiàn)，這是由于NiAl 相在大氣等離子火焰中發(fā)生了輕微氧化。因?yàn)閄 射線的穿透深度在十幾納米左右，底層對(duì)涂層物相沒(méi)有任何影響。

圖3 NiAl/Al2O3 涂層的表征：(a) Bond+Top 涂層X(jué)RD 圖譜；(b) Top 涂層X(jué)RD 圖譜；(c) Bond+Top 涂層背散射圖，×100；(d) Bond+Top 涂層背散射圖，×500；(e) Top 涂層背散射圖，×100；(f) Top 涂層背散射圖，×500Fig.3 Characterization of NiAl/Al2O3 coating:(a) Bond+Top coating XRD pattern;(b) Top coating XRD pattern;(c) Bond+Top coating backscattering pattern,×100;(d) Bond+Top coating backscattering pattern,×500;(e) Top coating backscattering pattern,×100;(f) Top coating backscattering pattern,×500

圖3 (c)和3 (e)是分別是Bond+Top 涂層和Top 涂層的背散射圖，圖中可以看出圖3 (c) 底層的厚度為100 μm 左右，兩者面層的厚度在240 μm 左右，兩者涂層的界面結(jié)合均良好。圖3 (d)和3 (f)均是兩者面層的放大圖，利用背散射襯度的差異可以明顯的區(qū)別出金屬相和陶瓷相，金屬區(qū)域主要是Ni，陶瓷區(qū)域是Al2O3，金屬相主要呈條帶狀分布在Al2O3相中，金屬相與陶瓷相的有機(jī)結(jié)合，很好地保證了沉積片層的結(jié)合。

NiAl/Al2O3涂層的孔隙率如圖4 所示。圖4 (b)是將4 (a)圖中的掃描電鏡圖片經(jīng)過(guò)Image J 軟件處理后的孔隙率比例圖，黑色是統(tǒng)計(jì)出的微孔以及涂層沉積結(jié)合處的微裂紋等缺陷，計(jì)算出面層的孔隙率為4.45%；圖4 (d)是同樣是將4 (b)圖中的圖片經(jīng)過(guò)Image J 軟件處理后的孔隙率比例圖，計(jì)算出面層的孔隙率為4.73%，兩者涂層的孔隙率差異較小。陶瓷相與基體金屬熱膨脹差異較大，涂層含有一定量的金屬相成分不僅能夠降低涂層的孔隙率，還有效地改善涂層與基體的熱膨脹適配性能。

圖4 NiAl/Al2O3 涂層的孔隙率：(a),(b) Bond+Top 涂層；(c),(d) Top 涂層Fig.4 Porosity of NiAl/Al2O3 coating:(a),(b) Bond+Top coating;(c),(d) Top coating

2.2 涂層的力學(xué)性能

圖5 是制備態(tài)Top、Bond+Top 涂層以及熱震試驗(yàn)后兩種涂層的硬度折線圖及結(jié)合強(qiáng)度。圖5 (a)可知，制備態(tài)的Top 涂層的洛氏硬度高于Bond+Top 涂層，熱震試驗(yàn)后，Top 涂層的洛氏硬度仍然高于Bond+Top 涂層，這主要?dú)w因于打底層的影響，打底層的硬度低于面層的硬度，壓頭在向下擠壓的過(guò)程由于打底層噴涂過(guò)程中層層疊加而產(chǎn)生的微孔隙會(huì)造成對(duì)面層的支撐不足，壓痕深度會(huì)相應(yīng)提高，造成硬度降低的現(xiàn)象，并不能反映面層的真實(shí)硬度。兩類(lèi)涂層中熱震后的硬度均高于未熱震的涂層，主要是由于淬冷后涂層的硬化而導(dǎo)致。圖5 (b)是兩種涂層的結(jié)合強(qiáng)度，0.1mm 打底層的結(jié)合強(qiáng)度高達(dá)45.59±4.39 MPa。Bond+Top 涂層的結(jié)合強(qiáng)度為22.59±1.18 MPa，而Top 涂層的結(jié)合強(qiáng)度為18.04±1.86 MPa，底層提高了面層與基體的結(jié)合強(qiáng)度。

圖5 (a) Bond +Top、Top 涂層制備態(tài)及熱震后的硬度；(b) Bond +Top 和Top 涂層的結(jié)合強(qiáng)度Fig.5 (a) The hardness of the as-sprayed and after thermal shock for the Bond +Top and Top coatings;(b) the bonding strength of Bond +Top and Top coatings

2.3 涂層的抗熱震性能

圖6 是Top、Bond +Top 涂層在650℃水冷熱震后的宏觀光學(xué)照片。水淬冷的熱震方式相比較風(fēng)冷熱震來(lái)說(shuō)試驗(yàn)條件更為苛刻，通常來(lái)說(shuō)自然狀態(tài)下的風(fēng)冷熱震的熱循環(huán)壽命更高[15]。圖6 (a)是Top 涂層經(jīng)歷了19 次水淬熱震后的宏觀形貌，3 塊試驗(yàn)樣品的涂層脫落都不是整體脫落，但脫落面積均超過(guò)了1/3，達(dá)到了涂層熱震失效的標(biāo)準(zhǔn)。涂層表面還能觀察到裂紋的顯現(xiàn)，裂紋的產(chǎn)生是涂層開(kāi)始剝落分離的主要原因。圖6 (b)是Bond+Top 涂層650 ℃水淬熱震50 次后的宏觀形貌，3塊試驗(yàn)樣品的涂層表面基本未發(fā)生變化，僅僅在涂層邊緣發(fā)生了輕微脫落，涂層遠(yuǎn)未達(dá)到失效，表現(xiàn)出良好的抗熱震性能，表明打底層對(duì)提升面層抗熱震性能有顯著影響。

圖6 試樣650 ℃熱震后的光學(xué)照片：(a) Top 涂層；(b) Bond +Top 涂層Fig.6 Optical photos of samples after thermal shock at 650 ℃:(a)Top coatings;(b) Bond +Top coatings

圖7 是Top、Bond +Top 涂層在650 ℃熱震后的截面掃描圖。圖7 (a)中可以看出Top 涂層的內(nèi)部會(huì)在熱應(yīng)力作用下產(chǎn)生平行于基體的裂紋，裂紋主要產(chǎn)生在Al2O3陶瓷相內(nèi)部；圖7 (b)中顯示的裂紋主要存在于基體與面層之間，這種裂紋的產(chǎn)生是涂層剝落的重要原因，裂紋產(chǎn)生后繼續(xù)擴(kuò)展以致涂層的脫落。而裂紋的產(chǎn)生是由于涂層與基體之間存在熱膨脹差異，熱震時(shí)兩者之間的熱應(yīng)力會(huì)出現(xiàn)集中，只能從結(jié)合較弱的界面進(jìn)行釋放[16]。圖7 (c)和(d)中并沒(méi)有出現(xiàn)明顯的界面裂紋，能夠觀察到部分的微裂紋，面層與打底層以及打底層與基體依然保持著良好的結(jié)合，可以繼續(xù)進(jìn)行水冷熱震試驗(yàn)。微裂紋仍主要存在于Al2O3陶瓷相內(nèi)部，原因仍是陶瓷導(dǎo)熱性能差，熱應(yīng)力過(guò)于集中。鋁包鎳打底層在面層與基體之間起過(guò)渡作用，減弱熱震過(guò)程應(yīng)力對(duì)涂層的沖擊，增大涂層與基體的熱膨脹性能匹配度，阻止或延緩界面大裂紋的萌生與擴(kuò)展，從而抑制了涂層的剝落失效，提高了涂層的抗熱震性能。

3 結(jié)論

(1) 在采取未打底和打底的情況下，NiAl/Al2O3涂層界面結(jié)合良好，涂層截面組織物相均勻致密，面層孔隙率基本相當(dāng)；涂層的表面硬度受底層基體效應(yīng)的影響略有差異，涂層的結(jié)合強(qiáng)度在打底的情況下得到顯著提升。

(2) 在無(wú)打底層的情況下，面層經(jīng)歷19 次循環(huán)熱震后，涂層就會(huì)發(fā)生大面積脫落，表面產(chǎn)生裂紋，涂層達(dá)到失效狀態(tài)；在采取鋁包鎳粉體打底的情況下，涂層的抗熱震性能明顯提升，面層經(jīng)歷50 次循環(huán)熱震后僅僅邊緣發(fā)生輕微脫落，涂層未發(fā)生失效，主要原因是底層的熱膨脹系數(shù)介于基體與面層的熱膨脹系數(shù)之間，大大緩和了面層與基體之間的熱膨脹匹配性，提高了面層的抗熱震壽命。