低压等离子喷涂

2024-08-26

低压等离子喷涂（精选七篇）

低压等离子喷涂篇1

钨材熔点、导热率和物理溅射阀值高,抗等离子体冲刷能力好,最有希望服役于工况条件严酷的核聚变反应堆中的第一壁材料[1,2,3]。然而,钨的密度较大,脆/塑转变温度下韧性差,加工性和可焊接性差,给其制备带来了极大的困难[4]。制备低氧含量、高致密度及高热导率的钨涂层能及时、有效地转移辐射到核聚变反应堆中等离子体材料(PFMs)表面上的热量,降低基材表面温度和热损失程度,延长其使用寿命[5]。利用热喷涂技术在大面积热沉基体(铬锆铜)表面快速沉积性能优良的钨涂层,是目前等离子喷涂的研发热点[6]。由于钨粉末在大气中较易氧化,采用大气等离子喷涂技术(APS)沉积钨涂层时会使其含量升高、孔隙率增大,从而导致钨涂层的结合强度、显微硬度降低、热导率下降[7,8,9]。低压等离子体喷涂(LPPS)具有射流速度快、孔隙率低、真空室气氛可控等特点。由于真空保护性气体的存在,制备的钨涂层具有更为致密的结构和较少的氧化物杂质,且具有较高的热导率[10]。

目前,采用LPPS可在铜基体上制备出厚度大于1 mm的钨涂层,涂层呈层状结构,具有良好的导热性能,但涂层的孔隙率(9%)和氧含量(0.38%)仍较高[11]。为此,本工作对LPPS的工艺参数进行了优化,优选了喷枪和粉末,考察了不同工艺参数对喷涂厚钨涂层显微结构和性能的影响。

1 试验

1.1 基材预处理

基材为无氧铬锆铜板,成分为0.80%～1.20%Cr,0.03%～0.30%Zr,≤0.20%杂质,余量Cu,尺寸为130 mm×110 mm×10 mm。预处理:丙酮清洗10 min,然后用24号锆刚玉砂以0.2 MPa的压力进行粗化处理,粗化处理后粗糙度为3.0～5.0 μm。

1.2 钨LPPS喷涂

钨粉末的粒径为15～30 μm,形貌和粒径分布见图1。设备为改进型F4 - M 等离子喷枪,分别采用不同的喷涂功率和真空室压力喷涂钨涂层:氩气流量为30 L/min,氢气流量为5 L/min,喷涂速度600 mm/s,喷涂间距10 mm,其他工艺参数见表1,涂层厚度为0.9～1.2 mm。

1.3 测试分析

采用带能谱分析仪(EDS)的JL - SM 5910扫描电镜(SEM)观察钨喷涂层的微观形貌;采用脉冲加热TC600 氧氮分析仪测定钨喷涂层的氧含量;采用LFA447闪光导热仪根据激光闪点法测试钨喷涂层的热导率;采用DMIRM型倒置显微镜自带的图像分析软件,以视场法测定钨喷涂层的孔隙率。采用Pore Master 60(GT)型全自动压汞仪测定钨喷涂层孔隙的孔径分布:假设被测试样内部孔隙呈大小不等的圆柱状,并且每个孔隙都能延伸到试样外表面,从而与汞直接接触。根据Wasburn公式undefined可知,在一定压力作用下汞只能渗入相应既定大小的孔中,压入汞的量就代表内部孔的体积,由此可算出被测试样中孔隙的孔径分布[14]。

2 结果与讨论

2.1 钨喷涂层的截面形貌

图2为4种工艺所制备的钨喷涂层的截面形貌。由图2可见,4种钨喷涂层均呈层状结构,但其孔隙率明显不同:1号涂层孔隙量比2号涂层的稍少,其层状结构最明显;2号涂层致密度最低,仅为 95.5%,且存在较多孔径约为10 μm的孔隙,其中还包含了部分较大未能充分熔融的颗粒,钨的高熔点致使粒径较大的颗粒很难充分熔融,在这些未熔颗粒周围易形成孔隙;3号涂层整体非常均匀、最致密,致密度达98%以上;4号涂层的致密度仅次于3号涂层,孔隙的孔径均在10 μm以下。

2.2 钨喷涂层的性能

2.2.1 孔隙率及孔径分布

由于粉末颗粒经等离子焰流熔融所形成的熔滴从碰撞到凝固的时间很短,颗粒陆续堆叠,部分颗粒反弹散失,充分熔融的粉末颗粒可以顺利到达前一个已铺开的小薄片边角处,而未充分熔融的粉末颗粒则易在颗粒之间形成孔隙。可见,粉末熔融状态越好,涂层的孔隙率越低。孔隙率过大会降低涂层的热导率和结合强度[15,16]。4种钨喷涂层的孔隙率分别为3.28%,4.57%,1.56%和3.65%,3号涂层的孔隙率明显低于其他3种涂层,说明其粉末熔融状态最好。

图3为3号钨喷涂层孔隙的孔径分布曲线,主要特征:(1)孔径主要分布范围为0.2～4.0 μm;(2)有一大峰,峰值代表该孔径大小的孔隙体积占涂层全部孔隙体积比的最大值,可见3号涂层以1 μm左右的孔隙为主;(3)小孔隙分布曲线段集中在零水平线附近,说明涂层内的小孔隙(D<0.2 μm)数量非常少,中孔隙(0.2 μm4.0 μm)分布曲线段的曲线变化平缓,说明涂层内大孔隙数量也较少。

2.2.2 氧含量

钨在高温下和氧具有非常强的亲和力,易形成氧化钨。氧化钨不仅会增大涂层的孔隙率、降低涂层内聚力,显著降低其导热导电性能,更为严重的是升华温度低,在高温等离子焰流中容易气化而沉积在涂层表面,导致涂层出现分层。因此,严格控制低压腔体内的氧含量至关重要。4种工艺制备的钨喷涂层的氧含量分别为0.31%,0.40%,0.20%,0.22%,3号和4号涂层的氧含量低于1号和2号涂层的,这是因为较高的喷涂压力下真空腔体中氧含量较高。

2.2.3 热导率

4种工艺制备的钨喷涂层的热导率分别为99.05,92.63,110.76,101.72 W/(m·K),3号钨喷涂层的热导率高于其他3种涂层,而在相同的工艺参数下用传统的F4枪制备的钨喷涂层的热导率仅为98 W/(m·K)[17],这是因为改进型F4 - M喷枪可以使焰流中的粉末充分熔融铺展开,获得的涂层较致密;另外,涂层的热导率与涂层的氧含量和孔隙率的大小有密切关系,当涂层的氧含量和孔隙率增大时,涂层的热导率降低。

2.3 综合讨论

影响低压等离子喷涂涂层质量的因素很多,从涂层的各种性能变化趋势可以看出,相同喷涂功率下,较低的真空室压力所制备的钨喷涂层氧含量较低,热导率较高;在相同真空室压力条件下,较高的喷涂功率能更有效地使钨喷涂层熔融,所得涂层的性能较好,因为粉末的熔融状态直接决定了涂层的孔隙率、氧含量、热导率的大小,粉末熔融状态越好,涂层的孔隙率越低,氧含量也越低,热导率则明显升高。喷涂功率的大小直接决定了粉末的熔融状态,较高的功率可使粉末颗粒充分熔融。但功率过高会导致粉末粒子气化,影响涂层的质量,功率过低又会使粉末颗粒熔化不够充分,导致涂层产生“夹生”,孔隙率显著增加[18];在相同的真空室压力下,35 kW下沉积钨涂层的致密度明显优于30 kW下沉积的,这是因为较低的功率使钨粉末粒子加热不充分,粉末未充分熔融,导致涂层中存在较多的孔隙。

真空室压力对涂层质量的影响相对复杂。一般来说,压力越低,则等离子体焰流越长,焰流速度越高,粉末粒子经焰流持续加速后能获得更高的速度。然而,并不是压力越低涂层性能就越好,粒子运动速度过高会使其在焰流中心停留时间缩短,从而使得粉末不能充分熔融。因此,制备致密的涂层取决于粒子速度和粒子熔融状态的平衡[19]。在相同喷涂功率条件下,26.7 kPa压力下制备的钨喷涂层质量较好,致密度明显优于40 kPa压力下所制备的涂层。在较低的真空室压力下,由于粉末粒子的飞行速度较快,适当增加喷涂功率可以有效地提高涂层的沉积效率,从而提高涂层的致密度。

综上可知,为获得最佳的涂层质量,最佳工艺参数为真空室压力26.7 kPa,喷涂功率35 kW。

3 结论

(1)4种钨喷涂层均为层状结构,但其孔隙率明显不同。26.7 kPa /35 kW条件下制备的钨喷涂层质量最好,致密度为98.4%,氧含量仅为0.2%,热导率为110.76 W/(m·K),涂层孔隙的孔径分布范围主要为0.2～4.0 μm,以1.0 μm左右的孔隙为主。

等离子喷涂纳米陶瓷涂层的研究进展篇2

纳米陶瓷是指显微结构中的物相具有纳米级尺度的陶瓷材料,即晶粒尺寸、晶界宽度、第二相分布、缺陷尺寸及空洞的大小等都处于纳米量级上,对其的研究始于20世纪80年代中期[1]。由于纳米陶瓷晶粒的细化,晶界数量大幅度增加,可使材料的强度、韧性和超塑性大为提高,并对材料的电、磁、热、光等性能产生重要的影响[2,3,4]。英国著名材料学家Cahn在“自然”(Nature)杂志上撰文道:“纳米陶瓷是解决陶瓷脆性的战略途径”。但由于烧结和团聚等难题的困扰,目前,制备纳米结构的块体材料还存在一定的技术困难[5]。纳米陶瓷涂层的应用为纳米陶瓷材料开辟了一个崭新的领域。如何发挥纳米材料的优异性能并进行市场化应用,是当前纳米材料研究亟待解决的问题。而在众多的纳米陶瓷涂层制备方法中,最有可能在短时间内产生市场效益的是热喷涂技术[6,7,8]。从国内外研究现状来看,利用等离子喷涂技术制备纳米陶瓷涂层的报导较多,是最有可能实用化的热喷涂纳米涂层技术。

1 纳米陶瓷涂层喂料的制备

纳米粉体不能直接用于热喷涂,主要原因有两个:一是粒径太小(1~100 nm ),质量太轻,粉体容易团聚,流动性不好,导致送粉困难;二是粉体烧结活性高,在喷涂过程中容易长大,喷涂后不易得到纳米结构的涂层。目前解决问题的方法之一,是将纳米粉体制备成能够直接热喷涂的纳米结构喂料。纳米粉体一般为纳米或亚微米级颗粒,可通过粘结剂制成微米级或更大的喂料。研究还表明,快速加热和短时间停留是抑制颗粒长大和原子扩散的主要条件[9]。等离子喷涂温度高(>10 000 ℃),冷速极快(106~107 K/s) ,粉末颗粒在火焰中的停留时间短(3~10 s) ,原子来不及扩散,纳米颗粒长大受限,从而可以在涂层中形成纳米晶[10]。

2 等离子喷涂纳米陶瓷涂层的研究现状

目前,利用等离子喷涂技术纳米制备陶瓷涂层的研究,主要集中在氧化物陶瓷和碳化物陶瓷等方面。

2.1 纳米ZrO2涂层

纳米涂层导热系数低、热膨胀系数高,高温下稳定性好,常被用作热障涂层。

Kear等对钇稳定纳米涂层进行了研究[11],认为钇稳定纳米涂层提高热障涂层性能的主要原因有:(1)减少涂层中裂纹的长度,使涂层的断裂韧性提高;(2)晶界光电子散射增强,降低了涂层的热导率;(3)通过引入可控微气孔,改变了涂层中晶界和层间电子、光子散射和辐射。同时涂层的力学性能也得到改善,纳米涂层有望作为新一代热障涂层。Lima等[12]对大气等离子喷涂纳米涂层的表面粗糙度、显微硬度和弹性模量进行了研究,发现涂层表面比较光滑,显微硬度和弹性模量增大。纳米表面和断面的显微硬度均比常规涂层高,所得纳米涂层结构致密,气孔率约为7%。张冠忠等[13]的研究发现:纳米ZrO2涂层的结合强度比非纳米ZrO2涂层提高约2倍;耐磨蚀性仅为非纳米ZrO2涂层的1/3;弹性模量只有非纳米ZrO2涂层的1/1 000,韧性大大提高;导热系数比非纳米ZrO2涂层略小。梁波等[14]采用纳米粉体,通过大气等离子喷涂,制备了由100 nm左右的柱状晶粒组成的层状结构涂层,该涂层是一种微裂纹涂层,具有较高的结合强度(40.0 MPa)和较低的气孔率,表现出比常规涂层更好的抗热震性能,其热震行为完全不同于常规氧化锆涂层。林锋等[15]采用纳米结构的8%Y2O3-ZrO2大颗粒球形粉末, 用大气等离子体喷涂法成功制备了纳米结构热障涂层,其表现出了极优异的性能, 涂层热导率为1.1 W/ (m·K) ,结合强度为47.0 MPa 。

2.2 纳米Al2O3/TiO2涂层

等离子喷涂纳米Al2O3/TiO2涂层具有优异的强韧性、耐磨蚀性和抗热震性,适用于耐磨、抗蚀、耐高温、抗冲击等环境。

M.Gell等[16]利用等离子喷涂设备制备了Al2O3/TiO2纳米结构涂层,并与成分相同的Metco130商用粉末制备的涂层进行了性能对比。结构分析表明,纳米结构涂层由完全熔化的部分和未熔化部分组成,其中γ-Al2O3晶粒尺寸为20~70 nm,涂层韧性较传统涂层大大提高,耐冲蚀磨损性能提高了3倍。Lin等[17]用大气等离子喷涂法分别制备了纳米和常规结构Al2O3-3%TiO2涂层,纳米结构涂层中Al2O3的晶粒为等轴状晶,其晶粒尺寸范围为150~700 nm。两种涂层的显微硬度相近,但纳米结构涂层的粘结强度和抗裂纹扩展性能比常规涂层分别提高1.3和1.8倍,磨损率则低于常规涂层。王铀等[18]将纳米Al2O3/TiO2粉末再造粒获得纳米结构的粉末,利用等离子喷涂技术成功制备了Al2O3/TiO2陶瓷涂层,进而研究了加入纳米稀土对涂层性能的影响,结果表明加入纳米稀土后涂层的显微组织呈明显的三维网状结构,涂层韧性高出商用微米结构Al2O3/TiO2涂层约一倍,结合强度高出1~2倍。邸英浩等[19]利用等离子喷涂技术制备了含有纳米结构的Al2O3/TiO2陶瓷涂层,涂层结构为片状组织和未熔或半熔态纳米颗粒组成的双层组织,其韧性和耐磨性明显提高;相同试验条件下,纳米涂层的耐磨性能明显好于传统微米涂层,随着载荷的增大,二者磨损机制变化不同,传统涂层磨损机理主要是微裂纹和颗粒的剥落,而纳米涂层则由于韧性提高,几乎不存在微裂纹,磨损机理主要表现为涂层的局部剥落和黏着。

2.3 纳米WC/Co涂层

WC/Co是一种优良的抗摩擦磨损材料,纳米WC/Co结构涂层硬度高,结合强度好,受到高度重视。

由于等离子焰流温度高,纳米WC/Co粉末在喷涂过程中容易产生分解。李淑青等[20]利用等离子喷涂技术制备了纳米结构WC/12Co涂层,显微结构中除WC相外,还出现了W2C、Co3W3C相。而李博宇等[21]使用独特的雾化干燥结合固定床技术合成WC/12Co纳米复合粉体,利用等离子喷涂制备了纳米结构WC/12Co涂层,显微结构分析表明,涂层中除了WC相外,还有W2C、W等非WC/Co相产生,并出现了CoxWyCz(Co3W9C4、Co3W3C)、Co3C等相及非晶和孪晶组织。

对纳米WC/Co涂层的结合强度、显微硬度和耐磨性研究报道较多。叶雄林等[22]通过超音速等离子喷涂纳米结构WC/Co涂层喂料获得含纳米晶粒涂层,涂层结合强度47.0 MPa,是普通WC/Co涂层(32.6 MPa)的1.4倍多;显微硬度1 515 HV2 N也高于普通结构涂层的1 470 HV2 N;纳米结构WC/Co涂层的摩擦系数和线磨损量低于普通结构涂层,耐磨性优于普通结构涂层,这主要是因为纳米结构WC/Co涂层硬度和韧性提高及晶粒分散均匀,大量细晶粒有利于韧性增加[23]。Zhu等[24]利用真空等离子喷涂制备的纳米结构WC-Co涂层具有比传统涂层更小的摩擦系数。在氧化铝陶瓷作为摩擦副、载荷为80 N的条件下,纳米WC-Co涂层的摩擦系数为0.32,而同样条件下,传统WC-Co涂层的摩擦系数为0.39。在40~60 N的载荷下,纳米结构WC-Co涂层的磨损率仅是同条件下传统涂层磨损率的1/6。赵晓琴等[23]采用大气等离子喷涂法分别以纳米喂料和常规喂料制备出2种WC/Co涂层。结果表明:在干摩擦和水环境中,纳米WC/Co涂层的摩擦系数和磨损率均小于常规WC/Co涂层;纳米和常规WC/Co涂层的磨损机制差异不大,在干摩擦下其磨损机制主要以黏着磨损、剥落和磨粒磨损为主;在水环境中,WC/Co涂层与Si3N4配副时的摩擦系数和磨损量较与不锈钢球配副时高,2种摩擦副的磨损机理有所不同,前者主要以剥落和疲劳磨损为主,后者主要以黏着磨损为主,伴有轻微的磨粒磨损。

2.4 纳米TiO2涂层

范艳华等[25]等利用大气等离子喷涂(APS)在Q235基体上制备氧化钛纳米结构涂层,对涂层的显微结构、物相组成进行了测试、观察和分析。试验结果表明:1 000 ℃为最佳的造粒温度,适合等离子喷涂的粉末颗粒粒径为30~90 μm,流动性较好,沉积率高;涂层物相主要是金红石型TiO2,涂层与基体的结合强度很高,达30.9 MPa,涂层硬度约为728 HV。

3 等离子喷涂纳米陶瓷涂层存在的问题

(1)纳米陶瓷粉体的制备

纳米结构喂料是制约等离子喷涂纳米陶瓷涂层制备技术应用和发展的关键。显然,研制高质量、高性能或具有特殊结构性能的纳米粉体或纳米复合粉体是纳米热喷涂研究的一个非常重要的方向,也是热喷涂技术发展的动力[26]。对纳米陶瓷粉末而言,要求其一次颗粒粒度小且分布窄,而喂料则要求具有高颗粒密度、低气孔率和较高的粘结强度。目前制备纳米结构喂料的方法都不同程度地存在不足,比如液相分散喷雾法制备的纳米颗粒结合强度不高、机械研磨法在制备过程中容易引入杂质、热化学合成法工艺复杂等,急需开发新的制备技术。

(2)纳米陶瓷涂层制备工艺问题

等离子喷涂工艺参数是影响纳米陶瓷涂层显微组织结构和性能的一个重要因素。其主要参数包括喷涂功率、喷涂距离、主气及送粉器流量、喷枪移动速度、送粉量等。因此,有必要对各个参数进行优化,筛选出最佳工艺参数,进而建立合理的模型来预测涂层的性能。

(3)涂层形成机理及性能的研究

从目前研究现状来看,对纳米结构喂料在喷涂过程中的熔融和冷却过程,尤其是熔化类型、机制研究较少,随着现代测试技术的不断发展,可进行更深层次的研究。与传统涂层相比,纳米陶瓷涂层的强度、韧性、耐磨性、热障等方面还可以进一步提高。

4 结语

低压等离子喷涂篇3

提高涡轮进口温度是提高航空涡轮发动机推力的有效途径,所以在军用涡轮发动机上,人们都不遗余力地来提高涡轮的进口温度以使发动机用更小的体积和质量来产生更大的推力。随着涡轮进口温度的不断升高,人们已经越来越难发掘出合适的金属材料来维持整体高温结构材料的高温强度,满足日益严酷的服役环境。长期在高温环境下服役的合金材料,容易出现被腐蚀、烧蚀、疲劳断裂等破坏现象。因此采用可以抗热腐蚀和隔热的热障涂层已成为提高燃气轮机工作温度的关键性措施。早在1953年美国国家航空航天局(NASA)研究中心提出了热障涂层(Thermal barrier coa-tings,TBCs)的概念[1],其基本原理大致是将陶瓷材料粉末喷涂在高温合金热端部件表面,以降低高温部件的工作温度,使其免受高温腐蚀和高温氧化,大大延长高温部件的使用寿命,使现代航空燃气涡轮发动机内高温合金部件在高于其熔点温度的服役环境中工作成为可能,进而提高了航空发动机燃气温度和热效率[2,3,4]。美国N. P. Padture等指出,热障涂层系统是所有涂层系统中最复杂的一种结构,也是最急需应用在航空发动机和工业涡轮机内高温部件的一种隔热涂层[2]。它是一个典型的多层复合系统,主要包括4层材料(耐高温镍基合金基底、粘结层、热生长氧化层和陶瓷涂层),如图1所示[2]。据报道,目前先进的陶瓷热障涂层能在工作环境下进一步降低金属叶片工作温度,达到90~150℃左右[1],其温度变化曲线类似于图1所示的温度曲线。目前主流的制备工艺是电子束物理气相沉积法(EB-PVD)和等离子喷涂(APS)[3]。涂层的材料成分也不断得到更新发展,从传统的8%(质量分数) Y2O3-ZrO2(8YSZ)逐渐发展到掺稀有金属元素的ZrO2体系[5]。不管是采用何种制备工艺获得的热障涂层系统,其隔热性能和涂层使用寿命都是评价热障涂层性能的重要指标。隔热性能直接关系到金属部件的使用温度,同时也影响到热障涂层热循环的服役寿命。因此如何有效测试和评价热障涂层的隔热性能已经成为重要的科学问题。朱建等主要从热力学角度分析叶片的传热特点,建立一维稳态模型,从理论上分析如何计算热障涂层的隔热效果,为近一步研究热障涂层提供一种实用的理论比较方法。理论计算结果表明,当叶片基底材料可以承受1173K时,燃气入口温度可以达到1749K,在叶片上分别喷涂0.5mm和1mm厚热障涂层后,相对于无涂层,燃气入口温度可分别提高113K和190K[6]。吕艳红等通过测试等离子喷涂纳米氧化钇稳定氧化锆热障涂层的热扩散率、比热容及密度,得出涂层的热导率,分析了纳米YSZ热障涂层隔热行为[7]。采用大气等离子喷涂方法,周洪等研究了不同类型的氧化钇部分稳定氧化锆热障涂层的隔热性能,从实验上分析了涂层空隙率、涂层厚度对隔热性能的影响[8]。

本实验将从理论和实验两方面对等离子喷涂热障涂层的隔热性能进行分析,并提出一个合适的实验测试方法。首先基于傅里叶导热定律,推导出一维稳态温度场的解析表达式,分析陶瓷涂层厚度、陶瓷层表面工作温度和基底下表面温度对等离子喷涂热障涂层隔热性能的影响;然后制备合适的等离子喷涂热障涂层平板结构试样,设计出一种合适的工艺方法测试不同截面的温度,并与理论预测结果进行对比分析。

1 热障涂层一维稳态温度场理论模型

对于原始的热障涂层系统一般由陶瓷涂层、粘结层和基底组成,如图2所示。假设各层厚度分别为d1、d2、d3,其导热系数分别为 $\bar{k}$ 1、 $\bar{k}$ 2、 $\bar{k}$ 3,同时假设热障涂层上表面的温度为T1,粘结层上表面的温度为T2,基底上表面的温度为T3,基底下表面的温度为T4,热流密度为q。假设在快速加热快速冷却实验测试中,不考虑材料的热辐射和对流换热。设置坐标原点位于陶瓷层表面处,沿基底厚度方向为正,如图2所示。

在高温测试过程中,本实验假设各层材料的导热系数随温度成线性变化关系。基底的导热系数 $\bar{k}$ 1、粘结层的导热系数 $\bar{k}$ 2及陶瓷层的导热系数 $\bar{k}$ 3与温度的函数表达式分别为:

$\bar{k}_{1} = k_{01} \times (1 + b_{1} \times \frac{Τ_{1} + Τ_{2}}{2}) (1)$

$\bar{k}_{2} = k_{02} \times (1 + b_{2} \times \frac{Τ_{2} + Τ_{3}}{2}) (2)$

$\bar{k}_{3} = k_{03} \times (1 + b_{3} \times \frac{Τ_{3} + Τ_{4}}{2}) (3)$

式中:k01、k02、k03、b1、b2、b3是拟合系数。对于本实验中所研究的一维稳态温度场,傅里叶传导定律可以简化为 $q = - \bar{k} \cdot \partial Τ (z) / \partial z$ 。根据各层边界条件,并对厚度z方向积分后,可以得到各层热传导方程:

陶瓷涂层: $q = \frac{\bar{k}_{1} (Τ_{1} - Τ_{2})}{d_{1}} (4)$

粘结层: $q = \frac{\bar{k}_{2} (Τ_{2} - Τ_{3})}{d_{2}} (5)$

金属基底: $q = \frac{\bar{k}_{3} (Τ_{3} - Τ_{4})}{d_{3}} (6)$

将式(2)代入式(4),有:

$Τ_{2} = Τ_{1} - \frac{q d_{1}}{\bar{k}_{1}} = Τ_{1} - \frac{q d_{1}}{k_{01} \times [1 + b_{1} \times (\frac{Τ_{1} + Τ_{2}}{2})]}$

(7)

整理后有:

k01b1T22+2k01T2-(2T1k01+T12k01b1-2q d1)=0 (8)

因T2≥0,求解式(8),并舍去负根有:

$Τ_{2} = - \frac{1}{b_{1}} + \sqrt{(\frac{1}{b_{´ 1}} + Τ_{1})^{2} - \frac{2 q d_{1}}{k_{01} b_{1}}} (9)$

同理,将式(3)代入式(5),有:

$Τ_{3} = Τ_{2} - \frac{q d_{2}}{\bar{k_{2}}} = Τ_{2} - \frac{q d_{2}}{k_{02} \times [1 + b_{2} \times (\frac{Τ_{1} + Τ_{2}}{2})]}$

(10)

整理后有:

k02b2T32+2k02T3-(2T2k02+T22k02b2-2q d2)=0

(11)

因T3≥0,求解式(11),并舍去负根有:

$Τ_{3} = - \frac{1}{b_{2}} + \sqrt{(\frac{1}{b_{´ 2}} + Τ_{2})^{2} - \frac{2 q d_{2}}{k_{02} b_{2}}} (12)$

对于陶瓷层内任意一点处的温度场(0≤z≤d1),有:

$q z = \bar{k}_{1} (Τ_{1} - Τ (z)) (13)$

由式(1)、(9)及(13)综合可得:

$Τ (z) = Τ_{1} - \frac{q z}{k_{01} \times [1 + b_{1} \times (\frac{Τ_{1} + Τ_{2}}{2})]} (14)$

同理,对于粘结层(d1≤z≤d1+d2)内任意一点处的温度场为:

$q (z - d_{1}) = \bar{k}_{2} (Τ_{2} - Τ (z)) (15)$

由式(2)、(9)、(10)及(15)综合可得:

$Τ (z) = Τ_{2} - \frac{q (z - d_{1})}{k_{02} \times [1 + b_{2} \times (\frac{Τ_{2} + Τ_{3}}{2})]} (16)$

对于金属基底(d1+d2≤z≤d1+d2+d3),任意位置处的温度场是:

$q (z - (d_{1} + d_{2})) = \bar{k}_{3} (Τ_{3} - Τ (z)) (17)$

由式(3)、(9)、(10)及(17)综合可得:

$Τ (z) = Τ_{3} - \frac{q (z - d_{1} - d_{2})}{k_{03} \times [1 + b_{3} \times (\frac{Τ_{3} + Τ_{4}}{2})]} (18)$

如果已知热障涂层温度分布的边界条件,即陶瓷上表面温度T1和金属基底下表面温度T4,就可以估算出热障涂层系统沿厚度方向的温度梯度分布情况,进而可评估热障涂层的隔热性能。

2 等离子喷涂热障涂层隔热性能实验测试

2.1 样品设计及制备

选用等离子喷涂工艺制备平板结构的热障涂层试样。为了获得可供借鉴的材料参数,选用成熟的材料体系[5],即陶瓷材料成分是典型8%(质量分数)Y2O3-ZrO2,粘结层的材料成分是NiCrAlY,其厚度大约是0.1mm;基底材料是耐高温镍基合金,其几何尺寸为3cm×3cm×1mm。为了在高温加热环境下准确测试热障涂层系统沿厚度方向的温度梯度分布,在实验测试之前,对样品的金属基底进行了钻孔处理,如图2所示。每个钻孔的直径大约是2mm,其深度控制在0.2~1.0mm范围内。每个样品的金属基底都设计了4种不同深度的钻孔(大约是0.2mm、0.26mm、0.86mm和1.02mm),依次标记为1、2、3、4号钻孔,如图2所示。

2.2 高温实验测试

选用氧乙炔火焰加热方式对热障涂层表面进行加热,其温度由相应位置处的热电偶来显示,通过调节火焰到涂层表面的距离,就可以较准确地控制合适的表面工作温度T1。在本实验测试中,将陶瓷层表面中心区域的温度控制在(1000±20)℃内。氧乙炔对陶瓷层表面中心区域的温度加热到(1000±20)℃后,保持3~5min,当数字智能温控仪显示的温度基本上不变时,认为热障涂层系统基本达到了热平衡。同时在基底下方4个钻孔内分别安置相应的热电偶,实时测试温度的变化,所有热电偶的测温数据都通过温度采集器采集,由计算机保存起来。最后将相应的温度实验数据与理论预测结果进行对比分析,以分析热障涂层的隔热性能。

3 结果分析与讨论

3.1 陶瓷层厚度对隔热效果影响的理论预测

本实验中各层材料的导热系数随温度变化关系如表1所示[9]。经过分析发现,各层材料的导热系数基本上与温度成线性关系变化。通过数值拟合,基底的导热系数 $\bar{k}$ 1、粘结层的导热系数 $\bar{k}$ 2及陶瓷层的导热系数 $\bar{k}$ 3与温度的函数表达式分别为:

$\bar{k}_{1} \approx 53.8 \times (1 + 2.60 \times 10^{- 4} Τ) (19)$

$\bar{k}_{2} \approx 5.48 \times (1 + 1.96 \times 10^{- 3} Τ) (20)$

$\bar{k}_{3} \approx 1.52614 \times (1 + 1.00 \times 10^{- 4} Τ) (21)$

在该部分分析中,陶瓷层厚度d1分别取0.1mm、0.2mm、0.3mm、0.4mm、0.8mm、1.0mm,而粘结层和基底的厚度保持不变,分别为d2=0.1mm和d3=2.0mm。同时选定陶瓷层上表面工作温度T1=1000℃,金属基底下表面温度T4=800℃。数值计算结果如图3所示,陶瓷层d1越厚,陶瓷层的温度差(陶瓷层本身上下两表面的温度差)就越大,也就是说陶瓷层越厚,热障涂层系统的隔热效果越好。随着涂层厚度增大,陶瓷层温度差增大,然而其增大的速率越来越慢,也就是说陶瓷层的厚度不是越厚越好,太厚了增加工业生产成本;也不是越薄越好,太薄了起不到明显的隔热效果,也起不到保护基底的作用。因此陶瓷层的厚度应根据具体环境所要求的隔热效果和经济性综合决定。

3.2 陶瓷层上表面工作温度对隔热效果的影响

在该部分分析中,假设陶瓷层上表面承受的工作温度T1分别取900℃、940℃、980℃、1020℃、1060℃、1100℃、1140℃、1180℃和1200℃。根据实际航空发动机内的服役情况,通过冷却装置对金属基底进行冷却,使其下表面温度T4通常可以保持在700℃左右。陶瓷层、粘结层和基底的厚度保持不变,分别是d1=0.3mm、d2=0.1mm和d3=2.0mm。从图4可以看出,由于金属基底的下表面工作温度被固定,随着陶瓷层上表面温度的升高,陶瓷层的温度差(陶瓷层上下两表面的温度差)越大。另外,在涂层与粘结层界面处的温度,也随着陶瓷层上表面的工作温度升高而升高,而在金属基底内部,温度迅速降低到设定的冷却温度。

3.3 金属基底下表面温度对隔热效果的影响

当服役温度一定时,不同的冷却方式可以导致金属基底处于不同的工作温度。这部分分析,假设基底下表面温度T4分别取900℃、880℃、860℃、840℃、820℃、800℃、780℃、760℃、740℃、720℃和700℃,陶瓷层上表面温度T1取为1000℃。系统各层厚度与前面保持一致。图5为金属基底下表面温度对隔热效果的影响。由于金属基底和粘结层的材料性能比较接近,因而其两层的温度变化梯度较小。随着基底下表面温度逐渐降低,在沿系统的厚度方向上TBCs温度梯度变化明显。从计算结果可以看出,通过改进冷却方式降低金属基底下表面工作温度,与通过改进涂层工艺提高涂层隔热性能相比,两者都能达到降低金属部件表面工作温度的目的。

3.4 实验测试结果与理论结果对比分析

假设金属基底内部的1、2、3和4号钻孔的温度分别为T5、T6、T7和T8。在实验测试中,当陶瓷层上表面温度T1维持在(1000±20)℃范围时,基底下表面温度T4在(275± 2)℃范围内波动。上述4个钻孔内的测试数值与理论预测结果如表2所示。通过对比分析, 1号钻孔的温度误差为0.45%,2号钻孔的温度误差为0.79%,3号钻孔的温度误差为0.18%,4号钻孔的温度误差为0.26%。因此理论预测结果与实验测试结果吻合得较好。

4 结论

(1)基于傅里叶导热定律,在考虑导热系数随温度变化的条件下,推导出一维稳态温度场的解析表达式,并讨论了陶瓷层厚度、陶瓷层上表面工作温度和金属基底下表面工作温度对热障涂层系统隔热性能的影响。

(2)设计了一种比较新颖的实验测试方法,实现了对热障涂层截面上不同位置处的温度进行实时测试并保存实验数据。

(3)实验测试表明4个不同位置温度采集点(钻孔)的实验测试结果与理论预测结果吻合得很好,为有效评估热障涂层系统隔热性能提供了一种重要的实验方法。

摘要：热障涂层材料已成为现代高性能航空发动机的关键材料,而隔热性能一直是评价热障涂层性能的一个重要指标。首先基于傅里叶导热定律,推导出一维稳态温度场的解析表达式,并讨论了陶瓷层厚度、陶瓷层上表面工作温度和金属基底下表面工作温度对热障涂层系统隔热性能的影响。设计了一种比较新颖的实验测试方法,成功实现了对热障涂层系统内部不同位置的温度进行实时测试和保存实验数据。结果表明,各个温度采集点的实验测试结果与理论预测结果吻合很好,说明提出的实验测试方法可以有效评估不同类型的热障涂层材料体系的隔热性能。

关键词：热障涂层,隔热性能,实验测试

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等离子喷涂制备热障涂层的研究进展篇4

热障涂层由隔热性能良好的陶瓷氧化物面层和金属粘结底层组成,具有热导率低及抗热疲劳、耐高温氧化等优异性能。陶瓷氧化物面层一般为6%~8%Y2O3稳定的Zr O2,性能要求更高时可选用硅酸锆、稀土锆酸盐等陶瓷;金属粘结底层为MCr Al Y,M可为过渡族金属Fe,Ni,Co或Ni Co等。目前,热障涂层制备常用的技术主要有等离子喷涂、电子束物理气相沉积、离子束辅助沉积和化学气相沉积等。其中,等离子喷涂应用最为广泛,主要包括大气等离子喷涂、超音速等离子喷涂、低压等离子喷涂等。以下综述了这3种等离子喷涂技术制备热障涂层的研究进展,指出了3种制备技术的各自特点,并展望了等离子喷涂制备热障涂层的发展趋势。

1 大气等离子喷涂制备热障涂层

1.1 氧化锆热障涂层

Zr O2在高温下发生同素异构转变,会导致涂层脱落。因此,制备Zr O2热障涂层时要加入Mg O,Ca O,Y2O3,Ce O2等进行稳定,一般选用8%Y2O3。

以Ni Co Cr Al Y为粘结底层,在TC4钛合金上大气等离子喷涂Zr O2热障涂层[1]:涂层990℃真空保温8h后仍完好无损,Ni Co Cr Al Y底层与TC4发生了冶金化学反应,在涂层与基体界面形成了含Ni Ti,Ni Ti2等化合物的反应层,涂层的抗热震性能显著提高。在2Cr13合金钢表面超音速火焰喷涂Ni Co Cr Al粘结层,再大气等离子喷涂Zr O2和Sm2Zr2O7热障涂层[2]:Sm2Zr2O7涂层的表面径向残余热应力约为Zr O2涂层的2.6倍;Zr O2涂层与Sm2Zr2O7涂层的结合强度分别是25.7 MPa和19.8 MPa,Sm2Zr2O7涂层较低的结合强度对应于其界面处较高的残余热应力。

以常压等离子技术在K417G镍基高温合金上喷涂Ni Cr Al Y粘结层,再大气等离子喷涂常规和纳米结构氧化锆热障涂层[3]:纳米氧化锆涂层的最佳喷涂距离应该在80~120 mm内,涂层硬度、结合强度高于常规涂层;纳米氧化锆涂层为典型的层状结构,比常规氧化锆涂层致密均匀,力学性能得到显著改善。以Ni Co Cr Al Ta Y作为底层,在IN718镍基高温合金上大气等离子喷涂常规和纳米结构8%Y2O3-Zr O2热障涂层[4]:纳米涂层的结合强度要低于常规涂层,但热导率、弯曲性能均优于常规涂层。类似研究表明[5]:大气等离子喷涂制备的纳米和常规的厚100,300,500μm的8%Y2O3-Zr O2涂层在1 200℃的耐热循环次数分别为52,11,6次和25,2,1次。

以Ni Cr Al Y为粘结层,利用大气等离子喷涂在镍基高温合金上制备8%Y2O3-Zr O2纳米热障涂层[6]:涂层中孔洞细小弥散,成闭合式,涂层内存在位错缠结与富层错的板条带结构;涂层平均晶粒度为20~30nm。以超音速火焰喷涂的Ni Co Cr Al Y为粘结层,利用大气等离子喷涂在LY12硬铝合金上制备8%Y2O3-Zr O2纳米热障涂层[7]:涂层与喷涂粉末的成分相同;涂层具有典型的等离子喷涂层微观组织结构,孔隙率约为12.33%;涂层的热导率约为传统微米Zr O2涂层的86%,涂层中大量的纳米晶是其隔热性能改善的主要原因。以Ni Cr Co Al Y为粘结层,利用大气等离子喷涂在QT450-10铸铁上制备Zr O2纳米热障涂层[8]:涂层主要由常规柱状组织和纳米状等轴组织组成,且等轴组织处于柱状组织的包围之中,喷涂工艺不同时2种组织含量存在明显差别,等轴组织对提高涂层隔热能力更有利。以Ni Cr Al Y为粘结底层,利用大气等离子喷涂技术在35钢基体上制备纳米掺杂Al2O3/Zr O2热障涂层[9]:与常规涂层相比,纳米涂层的密度更高,孔隙率更低,热膨胀系数更小,其热扩散系数及热导率均降低10%以上,隔热效果较好,400℃时内外温差可达130℃以上;纳米涂层与基体的结合强度更高,抗热震能力更强,涂层的显微硬度稍有降低,但摩擦系数降低,抗磨损能力更强。

传统的大气等离子喷涂制备热障涂层工艺简单、生产率高,涂层为典型的层状多孔结构,但含有大量熔渣、夹杂物和微裂纹等,这些缺陷在高温时会导致硫化、坑蚀、盐腐蚀和氧化,使涂层与基体结合强度降低、甚至剥落,引起失效,缩短涂层服役寿命[10,11]。通过激光重熔处理热障涂层可获得致密柱状晶组织,有助于提高涂层应变容限和减少孔隙率,从而提高涂层的抗高温氧化、抗热腐蚀及抗热震性能。

1.2 硅酸锆、稀土锆酸盐等热障涂层

传统的氧化钇部分稳定氧化锆(YSZ)热障涂层在1 170℃以上容易发生相变,在高温环境下使用时会造成金属基体和高温合金结合层严重氧化,导致涂层脱落。因此,性能优于YSZ的热障涂层,如硅酸锆(Zr Si O4)、稀土锆酸盐(Sm2Zr2O7,La2Zr2O7)、多元钙钛矿合成物[Ba(Mg1/3Ta2/3)O3,La(Al1/4Mgl/2Ta1/4)O3]等逐渐被研发。

利用大气等离子喷涂在304不锈钢表面制备Zr Si O4热障涂层[12]:Si O2与Zr O2由于界面反应阻止了颗粒的长大,并能够在一定程度上抑制氧化锆的相变;Zr Si O4涂层在1 200℃以上热处理时分解的Zr O2与Si O2能够较快地转变成稳定的Zr Si O4涂层。

在镍基高温合金表面超音速火焰喷涂Ni Co Cr Al粘结层,再利用大气等离子喷涂Sm2Zr2O7热障涂层[13~15]:涂层的平均结合强度约为18.4 MPa,明显偏低;表面陶瓷层及金属粘结层界面处存在的疏松组织是涂层脱落的主要原因;涂层的相成分与原始粉末并无任何差别,表现出良好的相稳定性能;在相同的孔隙率下,Sm2Zr2O7涂层的热导率仅为YSZ涂层的37.6%,具有更加优良的隔热性能。利用大气等离子喷涂在铝板上制备了Sm2Zr2O7和8%Y2O3-Zr O2热障涂层[16]:Sm2Zr2O7和8%Y2O3-Zr O2涂层均为典型的层状结构,内部有很多的气孔、裂纹等缺陷;Sm2Zr2O7涂层的抗折强度、显微硬度和弹性模量均低于8%Y2O3-Zr O2涂层;Sm2Zr2O7涂层的热导率为0.44W/(m·K),比相同条件下的8%Y2O3-Zr O2涂层的热导率低40%。

以Ni Cr Al Y为粘结层,用大气等离子喷涂在镍基高温合金表面制备La1.6Nd0.4Ce1.0Zr1.0O7热障涂层[17]:较好的喷涂条件为功率40 k W,喷涂距离9cm,送粉速率12 g/min;增大喷涂功率,有利于提高涂层的沉积率、获得致密的显微结构,但是孔隙率的降低也会削弱涂层抗热震性能,并且喷涂功率过大会导致粘结层发生严重氧化,降低涂层的结合强度;高结合强度、适当的孔隙率和良好的抗裂纹扩展能力是涂层具备高使用寿命的必要条件。

基体为镍基高温合金IN738圆板,粘结层材料为Ni Co Cr Al,用大气等离子喷涂制备Ba(Mg1/3Ta2/3)O3(BMT)和La(Al1/4Mgl/2Ta1/4)O3(LAMT)涂层[18]:制备BMT涂层的工艺参数为Ar/He流量40/4 L/min,喷枪电流550 A,喷涂距离150~175 mm,采用TriplexⅡ喷枪可产生约2 800℃的粒子温度和约310 m/s的粒子速度;制备LAMT涂层的最优工艺参数为喷涂距离200 mm,Ar/He流量40/4 L/min,可产生约2 650℃的粒子温度;等离子喷涂多元钙钛矿合成物热障涂层伴随有第二相物质的产生;采用烧结破碎粉末制备的多元钙钛矿涂层比采用团聚喷雾干燥粉末制备的涂层具有更长的热循环寿命。

2 超音速等离子喷涂制备热障涂层

与大气等离子喷涂相比,超音速等离子喷涂(SAPS)具有速度快、粉末熔融充分的特点,且制备的涂层致密度、空隙率、结合强度都有所提高。利用超音速等离子喷涂制备8YSZ/Ni Co Cr Al Y热障涂层[19]:在喷涂距离90 mm处,当粒度分布为15~45μm的8YSZ陶瓷粉末粒子在飞行速度410~435 m/s、表面温度2 800~3 100℃时,可获得质量最优的8YSZ陶瓷涂层;具有细密柱晶组织的超音速等离子涂层试样热震至250次时高温合金基体出现裂纹而涂层完好,而普通等离子喷涂层热震100次后出现7%面积的分层剥离。超音速等离子喷涂和大气等离子喷涂制备8%Y2O3-Zr O2热障涂层[20]:与大气等离子喷涂的粉末粒度40μm相比,超音速等离子喷涂陶瓷粉末粒度为1~10μm,由于其较高的速度和温度,出现了粒子熔化的现象;因喷涂距离不一样,粒子经过碰撞产生分解和长大,粒子粒度分布不同;用最大熵体系预测的粒子在分解和碰撞合成后的粒度分布与试验结果基本相似。

采用“双通道、双温区”超音速等离子喷涂工艺制备Ce-YSZ/Ni Co Cr Al Y连续梯度热障涂层时,电弧功率在68 k W,喷涂距离为90 mm左右,制得的涂层经100次热循环后,表面和内部均未出现明显的裂纹,具有优异的热震性能[21]。在TC4合金基体表面超音速等离子喷涂由Co Ni Cr Al Y过渡层和Zr O2陶瓷面层组成的梯度热障涂层[22]:涂层与基体结合紧密,表面抗高温氧化能力较强,主要成分是Zr O2;涂层试样经高温氧化以后,基体硬度并未发生较大的变化,但是Co Ni Cr Al Y过渡层和Zr O2面层的硬度都有所降低。

目前,多采用超音速等离子喷涂制备YSZ热障涂层,与大气等离子喷涂相比,可获得抗热震性能好、硬度高的涂层;但超音速喷涂存在工艺影响因素多、粉末细度要求高、成本高、喷嘴寿命短等缺点。

3 低压等离子喷涂制备热障涂层

低压等离子喷涂(LPPS)形成的涂层氧含量低,且相当致密。采用低压等离子喷涂在普通钢上制备8%Y2O3-Zr O2热障涂层[23]:随着压力增加,粉末熔化越充分,空隙越少;与普通等离子喷涂相比,低压等离子喷涂层的表面粗糙度更低。采用低压等离子喷涂制备的YSZ涂层中的柱状晶和等轴晶的比例随着腔体压力的改变而改变,在极低压力下,可获得完全的YSZ柱状组织[24]。

为了提高热障涂层与基体的结合力,可采用低压等离子喷涂制备金属粘结底层,再大气等离子喷涂制备陶瓷面层。在高温镍基合金上低压等离子喷涂Ni Co Cr Al Ta Y底层,再大气等离子喷涂8%Y2O3-Zr O2热障涂层[25,26]:在高温热处理(1 050~1 250℃)后,涂层的晶粒明显长大;涂层的抗热震性能为900℃水淬23次,1 000℃水淬12次,1 100℃水淬2次涂层剥落;随氧化物厚度的增加,应力也随之增大,氧化膜开裂,最终导致热障涂层剥落失效。

与大气等离子喷涂相比,低压等离子喷涂制备的热障涂层与基体为冶金结合,涂层无氧化物,不呈层状结构,孔隙率低。低压等离子喷涂主要用于制备航空工业等高科技领域的涂层,如飞机涡轮发动机叶片等。

4 结语

低压等离子喷涂篇5

Ti C颗粒增强金属复合涂层是一种具有广泛工业应用前景的金属陶瓷复合耐磨涂层.因为Ti C具有低摩擦因数、高硬度、低密度以及良好的高温稳定性, 有希望逐渐取代传统的以WC和Cr3C2颗粒为增强相的复合涂层[1,2,3,4]。在传统热喷涂技术中, 陶瓷硬质相Ti C通常采用外加的方式预制在喷涂原材料 (粉末和丝材等) 中, 所制备的涂层中陶瓷相Ti C分布不均匀, 粒径较大, Ti C与基体金属润湿性差, 结合界面易受污染.在耐磨实验中陶瓷硬质相Ti C容易剥落, 降低涂层的耐磨性能[5,6,7,8]。因此目前更多采用原位合成技术来获得陶瓷涂层, 原位合成Ti C法是一种将自蔓延高温合成 (SHS) 与热喷涂技术相结合的技术.它在原位合成陶瓷相Ti C的同时可以把Ti C引入到金属基体中, 具有节约工序、Ti C与金属结合界面洁净等优点, 能够改善Ti C颗粒增强的金属陶瓷涂层的综合性能.

等离子喷涂经常存在一些层状缺陷, 激光重熔则是一种新型的后处理工艺, 利用激光能量熔化的结果使热喷涂涂层与基体的结合区由原来堆叠的层状组织变为致密和较均匀的组织, 孔隙减少甚至消失。因此采用适当的重熔处理, 可改善涂层与基体间的结合强度和涂层内在质量, 从而提高涂层的耐磨、耐蚀性。

本文在Q235钢表面等离子喷涂金属陶瓷Fe-Cr-Ti C涂层, 并对涂层进行激光重熔处理, 分析了喷涂态及重熔后涂层的微观组织及性能变化。

1 实验过程

基体材料采用Q235钢板 (尺寸为30mm×10mm×7mm) , 喷涂粉末采用Fe901铁基合金粉及钛粉及石墨的混合粉末, 两种比例的混合粉末被采用

第一组:wt (Ti+C) %=5%Fe901粉=47.500gm (Ti) =1.961gm (C) =0.540g其中n (Ti) :n (C) =1:1.1

第二组:wt (Ti+C) %=10%Fe901粉=45.001gm (Ti) =3.924gm (C) =1.079g其中n (Ti) ;n (C) =1:1.1

等离子喷涂喷涂采用Praxair公司3710型等离子喷涂设备, 喷枪为SG2100型, 送粉方式为内送粉。激光重熔设备为国产DL-HL-T5000型横流高压直流电激励连续CO2激光器, 激光重熔功率设为2.5k W, 扫描速度设为200mm/min, 光斑直径为3mm。

试样制备完成后进行以下试验:通过Nikon AFX-A型金相显微镜观察分析涂层的微观组织形态, 通过D/max-Pc型X射线衍射仪确定复合涂层的组织成分, 用DHV-1000型数显维氏硬度计测试显微硬度, 在M-2000对磨试验机上进行滑动磨损实验, 分析涂层的磨损率。

2 实验结果与讨论

图1是第一组试样等离子喷涂后金相图。图中团絮状黑色的物质是石墨, 灰色物质是Ti粉, 银白色物质是Fe-Cr基相。仔细观察发现, 图中含Ti C较少, 这说明在等离子喷涂的过程中, 由于反应时间短暂, 原位合成Ti C的量较小。图2是第二组试样等离子喷涂 (左边) 与激光重熔 (右边) 界面处金相图。观察发现, 左边等离子喷涂涂层中石墨组织与Ti粉比较多, 树枝晶状分布的Ti C比较少。右边激光重熔后, 颗粒状Ti C增强相弥散分布在涂层中。

图3给出了第一组喷涂粉末X射线衍射图。观察可知, 喷涂粉末主要由C (石墨) 、Ti粉和Fe-Cr相组成, 第二组的元素喷涂粉末与第一组的类似, 只不过石墨与钛的峰更明显。图4给出第二组等离子喷涂涂层及熔覆后的X射线衍射结果。由图可见, 等离子喷涂涂层主要由Fe Ti相、Fe-Cr相、碳化钛相组成, 其中Ti C包括两种形式Ti C、Ti8C5。说明经过等离子喷涂过程, 试样表面原位合成了两种形态的Ti C硬质相, 但是可以看出喷涂完后Ti C的数量明显少于Ti8C5相, 这是由于Ti8C5是一种亚稳相, 一般认为是Ti C形成的前驱相, 经常作为合成Ti C的中间相出现。而重熔以后的衍射结果则表明, 重熔后的试样出现更多的Ti C相, 说明重熔过程促进了Ti C的形成。该过程包含两个方面, 一方面是喷涂过程残留的未反应的金属钛与石墨会继续在重熔过程中反应形成Ti C, 另一方面已经形成的Ti8C5相可以继续转变为Ti C。总的来说, 重熔后的试样比喷涂后的有更多的硬质相。

图5是第二组试样等离子喷涂与重熔后的微观硬度变化, 从图中可以看出, 尽管硬度值都有波动, 但是总体趋势上激光重熔后的试样的硬度要高于等离子喷涂态的。对于采用石墨和金属钛粉进行喷涂的试样, 在喷涂过程中形成了两种类型的Ti C及Fe Ti相, 同时由于等离子喷涂的反应时间很短, 所以造成有相当多的石墨未能参加反应而停留在喷涂层中, 这在X射线衍射结果中很明显, 因此在进一步的激光熔敷过程, 这些石墨可以和Fe Ti相等进行合成反应形成碳化钛等, 因此激光重熔不但有助于消除一些喷涂缺陷, 还可以进一步促进硬度的提高。

图6是第二组喷涂粉末重熔试样和未重熔试样耐磨性对比曲线图。可以发现相同磨损时间, 重熔处理过的试样磨损失重比未重熔处理试样低。这说明重熔处理提高了等离子喷涂涂层的耐磨性。耐磨性增强是由于激光重熔处理一定程度上消除了等离子喷涂陶瓷涂层层状结构, 增强了涂层的致密度和硬度。

3 结论

本研究利用钛铁与石墨原位生成Ti C法在Q235钢基体材料上进行等离子喷涂和激光重熔后续处理。通过对两种工艺所得涂层金相观察、X射线衍射分析、显微硬度和耐磨性研究对比发现, 激光重熔工艺可以促进Ti C相的进一步形成, 同时消除了一些喷涂缺陷, 提高了喷涂层的表面硬度及耐磨性。

摘要：本文以铁基合金粉为预制喷涂粉末, 利用钛铁与石墨原位生成法, 在Q235钢基体材料上通过选择合适的等离子喷涂工艺参数制备Fe-Cr-TiC金属陶瓷涂层, 并用激光重熔进行后处理。结果表明:激光重熔处理可以改善等离子喷涂涂层组织不均匀缺陷, 提高等离子喷涂涂层的显微硬度和耐磨性。当石墨和钛粉加入到喷涂粉末中时, 在喷涂层中形成两种碳化钛 (TiC and Ti8C5) 。

关键词：等离子,热喷涂,激光重熔

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低压等离子喷涂篇6

等离子喷射粒子的速度高, 涂层致密, 粘结强度高, 由于使用惰性气体作为工作气体, 所以喷涂材料不易氧化。

高温低压等离子体约1%以上的气体被电离, 具有几万度的温度, 可以熔化高熔点的材料, 等离子喷涂是利用等离子弧进行的其弧柱细, 电流密度大, 气体电离度高, 因此具有温度高、能量集中、电弧稳定等特点。

用这种修复工艺进行修复, 既没有焊接的变形问题, 也不像特殊电镀那样昂贵, 同时新表面的材质可以是耐磨和抗蚀材料, 也可以与工件的构成材料相同, 以它方便、快捷、稳定等特点被各个行业在修复中得以采用。

螺杆压缩机的修复就是我们把等离子喷涂应用到工业中最成功的典例。

螺杆压缩机是属于容积式压缩机, 是通过工作容积的逐渐减小来达到气体压缩的目的。

其工作容积是由一对相互平行放置, 相互啮合的转子的齿槽与包容这一对转子的机壳所组成。在机器运转时, 转子的齿相互插入对方的齿槽, 且随着转子的旋转, 插入对方的齿槽的齿向排气端移动, 吸气容积不断扩大, 压缩气体的容积不断减小, 从而实现了每个齿槽的吸气压缩过程。当压缩气体在齿槽中的气体压力达到所要求的排气压力时, 这齿槽正好与排气孔口相通, 开始排气过程, 被对方转子的齿将齿槽分为吸气容积和压缩容积, 周而复始, 这样实现连续的吸气—压缩—排气的正常工作。

螺杆压缩机的转子和壳体之间的间隙是有很高要求的, 一般是5到8丝。机械运转中破坏这个间隙就会影响压缩机的内容比, 即吸气终了时的容积和压缩终了的容积比, 当然也就影响了内压比, 也就是说压缩终了的压力和吸气终了的压力比, 产气量就会有较大的衰减。

双螺杆转子底部型线的精确的啮合与密封彻底解决转子啮合的泄露, 提高容积效率, 更降低了介质从高压腔通往低压腔时产生的噪音, 使其在较高的压力下具有更高的容积效率并大幅度的减少径向振颤, 降低噪音, 使用寿命延长。

吉林石化公司动力厂的进口设备德国德斯兰KB-75双螺杆压缩机由于轴承出现问题而导致了螺杆的同心度发生偏移, 从而使壳体偏磨, 其内容比和内压比发生了改变, 给整机造成了很大的影响, 而无法正常工作。

经过拆机检测, 发现其转子轴承受损发生振动, 使轴线发生偏移, 进而使主动转子和从动转子啮合发生变化, 而使壳体磨损, 从而产气量发生了变化, 无法正常工作。

检测之后与目前的几种现有的修复工艺进行了比较。等离子喷涂用来修复转子和壳体是最好的选择, 最能够满足它的使用条件。

首先对转子和壳体进行清理, 测量间隙记录相关数据。

选择材料, 相对螺杆压缩机械的工况而选择粉末进行修复。

因为我们要修复的是压缩机, 其轴和壳体要具有高的耐磨性和抗气蚀性, 还要有高的结合强度, 涂层要致密无孔, 我们综合比较了现有的材料, 发现METCO404镍包铝和氧化铝混合喷涂能够完全满足使用工况。

镍包铝作为喷涂材料多是用作打底材料, 在喷涂过程中镍包铝发生放热反应, 形成自粘结性的铝化镍涂层, 在低于3000℃的时候不熔化, 仍可保持有足够的结合强度, 这种涂层对气体有较高的气密性, 用于空压机的维修是再理想不过了。

喷涂镍包铝产生的是放热反应, 所产生的涂层是真正的烧结型致密无孔。这种效应可推广到与其他许多材料的混合, 这种混合物用等离子喷枪喷涂, 铝化镍涂层的致密、高强度、结构性能好等优点能够扩展到其他许多材料上。实际上, 镍包铝和其他材料的混合物, 只要镍包铝的含量不少于30%, 还是属于自粘结性的材料。

镍包铝和氧化铝混合时, 镍包铝的含量百分比可低至30%或高于70%的范围内选配。镍包铝百分比较高的混合物是自粘结的, 其微粒之间的粘结强度比普通喷涂的氧化铝的粘结强度要高得多。这些混合物喷涂出的涂层比纯陶瓷能承受更强的机械冲击和热冲击, 收缩率小以及更好的耐磨性和抗腐蚀性, 使用这种混合材料进行修复其性能要高于本体。

为了减小收缩率, 在壳体进行大面积喷涂的时候要给壳体进行预热, 但是温度要控制好, 相对于这种混合物温度不要太高, 最好在200℃左右。喷涂的时候要严格控制喷枪的温度, 控制好喷距, 掌握好速度, 要实行多次喷涂, 才能够有效地把收缩率减到更小。

操作步骤如下:

(1) 对要修复的壳体进行除锈、除油;

(2) 对壳体进行喷沙处理;

(3) 预热壳体;

(4) 喷涂镍包铝和氧化铝的混合物;

(5) 机械加工;

(6) 装机调试。

在厂家使用时, 一次试机成功, 使用到现在也没有发生故障, 以前的空压机12个月为一个检修周期, 现在已经运行了36个月还在正常运转, 提高了使用寿命, 减少了损失。

发动机缸孔等离子热喷涂工艺研究篇7

关键词：热喷涂,缸孔粗化,喷涂检测

0引言

随着国家环保及油耗法规的日益严格,为降低燃油消耗及有害气体排放,汽车轻量化成为各汽车厂家关注的焦点。

减少发动机的质量是汽车轻量化的重要途径之一。缸体为发动机中单体质量最大的零件,采用铝合金气缸体是减轻传统铸铁和合金铸铁机体质量最有效的途径之一。铝合金缸体中的铸铁镶嵌缸套限制了缸体质量的减小。采用等离子热喷涂工艺对缸孔进行喷涂,不但可以取代缸套,进一步减轻缸体质量,而且可以改善发动机热力学特性、降低活塞运动副摩擦力、提高发动机相关性能。

1等离子热喷涂特性

缸孔喷涂优点很多,实际生产中主要采用等离子热喷涂工艺来实现缸孔喷涂。热喷涂是利用由燃料气或电弧等提供的热量,经喷枪,将丝(棒)状或粉末状喷涂材料加热到融化或软化状态,并通过高速气流使其进一步雾化、加速,然后喷射到经过制备的工件表面而形成涂层的方法。热喷涂按照加热喷涂材料的热源种类可分为火焰类、电弧类、电热类及激光类。

等离子热喷涂为电弧喷涂中的一种,其原理如图1所示。

等离子热喷涂是利用等离子弧进行的。离子弧是压缩电弧,与自由电弧相比较,其弧柱细、电流密度大、气体电离度高,因此具有温度高、能量集中、弧稳定性好等特点。

2等离子缸孔涂层工艺介绍

2.1等离子缸孔涂层工艺简介

铸铝缸体缸孔等离子喷涂工艺流程一般为毛坯检验、CNC加工、缸孔粗化、缸体及缸孔清洗(如粗化工艺采用高压清洗,则无该工步)、缸孔表面粗化质量检测、缸孔涂层、缸孔涂层质量检测、缸孔珩磨、高压清洗、缸孔珩磨质量检测。

2.2缸孔粗化工序

本工序主要对已加工的缸孔表面进行粗化,以保证缸孔涂层与孔壁的结合面积足够,确保结合强度。其主要加工方式为高压喷水、高压喷砂、机械加工、激光加工等4种形式。

2.2.1高压喷水及喷砂粗化

1)高压喷水粗化是采用高压水在已经加工过的缸孔表面进行冲刷,从缸孔内壁剥离掉微小颗粒,形成精细的、均一的粗糙表面。所形成的微观结构是喷涂的理想表面,该表面形成的涂层满足40 MPa的结合强度。

缸孔粗化所需的冲刷压力为300 MPa左右,而一般意义上的高压去毛刺清洗机的清洗压力仅为40MPa左右。为保证缸孔粗化效果,在整个缸孔表面范围内,清洗喷嘴上下进给速度、旋转速度、清洗压力均可调节。该粗化工艺适合所有的缸孔普通喷涂。缸体粗化清洗后采用真空箱进行干燥。

2)高压喷砂的粗化原理与高压喷水相同,冲刷介质由水更改为粗砂。粗化后缸体要进行清洗及干燥。

高压喷砂及喷水粗化工艺存在占地空间大、投资高等缺点,尤其是高压喷砂粗化还需专用的高压清洗工艺进行缸孔清洁,对整线布置、物流规划等均有不利影响。

2.2.2机械加工粗化

机械加工粗化是采用特制的粗化刀具在加工中心上进行切削加工,以获得粗糙表面。常见的机械加工表面粗化结构如图3所示。

各刀具厂家针对粗化工艺开发了专用刀具及刀片,如Walter公司开发的可调单刃镗刀可以很好地完成缸孔粗化要求。该单刃镗刀配有一个PCD材质的切削刀片,分布多个独立切削刃口,可加工缸孔表面上带凹槽的轮廓。刀具在整个缸孔范围内开一道燕尾形凹槽。凹槽宽度范围为120~180μm,深度范围为60~130μm。依据主机厂的设计要求,可制作不同刃口的刀片来形成不同凹槽形状(如图4)。

机械加工粗化与其他加工内容共用加工中心,对整线布置与物流规划影响较小。

2.3缸孔涂层工序

本工序利用等离子热喷涂原理,将线状或粉末状材料融化,通过雾化气体吹拂或电弧高压作用,将融化材料喷至缸孔表面,形成致密涂层。按照喷涂材料形状可分为线材喷涂及粉末喷涂。

2.3.1线材喷涂

该类型的喷嘴如图6所示。等离子气体为氩气、氢气,雾化气体为氮气或压缩空气,线材进给速度为6~10 kg/h,可喷涂孔径为65~200 mm,喷头旋转速度为200~700 r/min,喷涂颗粒速度为100~130 m/s,颗粒温度可达2200℃。

其电弧产生在由钨材料制造的负极及线材形成的正极之间。该类型喷涂方法要求喷涂线材必须为导电材料。

2.3.2粉末喷涂

该类型的喷嘴形式如图7所示。

与线材喷涂工艺不同,其正极设置在喷嘴上。电弧在喷嘴内部产生,通过喷嘴的冷却水进一步压缩电弧,保证电弧具有较高压力以保证粉末顺利喷到孔壁上。该工艺对喷涂材料的导电性没有要求。

2.4缸孔检测工序

在喷涂工艺中,需采用光学检查仪对缸孔粗化、缸孔喷涂、缸孔珩磨等3处工序的加工质量进行100%在线检测。

2.4.1缸孔粗化质量检测