張志遠，苗小鋒，吳超，劉通，劉建明，張鑫

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

0 引言

篦齒封嚴作為一種結(jié)構(gòu)簡單、性能良好的封嚴技術(shù)廣泛應(yīng)用于各類燃氣輪機、渦輪機、蒸汽機等封嚴裝置中，在上世紀30 年代首次應(yīng)用于蒸汽機中的篦齒封嚴，對燃油氣的流失泄漏起到了有效的阻隔作用，降低能耗的同時提高了機械的工作效率[1]。篦齒封嚴結(jié)構(gòu)是一種使用壽命長，效率高的非接觸式封嚴結(jié)構(gòu)，它通過減小蓖齒尖與封嚴環(huán)面之間的間隙和增加齒腔通道中的渦流流阻，消耗氣流動能，達到減少泄漏的目的。在航空發(fā)動機中，為減少密封泄漏，往往采用小間隙設(shè)計，篦齒尖與封嚴面之間的間隙應(yīng)盡可能地縮小。然而在發(fā)動機運行過程中，會發(fā)生轉(zhuǎn)子與靜子部件的振動偏移、轉(zhuǎn)子在高速旋轉(zhuǎn)離心力作用下的葉片伸長以及輪盤的不均勻熱膨脹和軸承的熱變形均會引起封嚴結(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。同時不穩(wěn)定振動發(fā)生的磨損不僅加劇這一現(xiàn)象，還會產(chǎn)生磨粒擊打損壞渦輪葉片，使發(fā)動機性能衰退[2,3]。而為了保證在發(fā)生摩擦?xí)r封嚴結(jié)構(gòu)能正常穩(wěn)定工作，其靜止的襯套一般設(shè)計成可磨耗的，主要類型有可磨耗材料涂層、復(fù)合氈、金屬蜂窩等[4]。為了增強篦齒表面的高溫耐磨性能，保護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行防護[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行間隙控制和氣路封嚴，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 粉末通過機械混合工藝復(fù)合而成，涂層具有良好的結(jié)合強度、耐磨、耐熱性能和開裂韌性，可應(yīng)用于篦齒耐磨防護涂層。NiAl/Al2O3熱噴涂層的性能特點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)動機中部分封嚴篦齒主動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，因為涂層的剝離會給實際應(yīng)用帶來嚴重問題[12]。

鋁包鎳復(fù)合粉末在等離子噴涂過程中，鎳和鋁會在高溫作用下發(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，在噴涂過程中也會發(fā)生自粘結(jié)放熱增強涂層與基體的結(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對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問題。篦齒封嚴結(jié)構(gòu)在發(fā)動機中長期處于高溫磨損、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GH4149 鎳基高溫合金進行打底和未進行打底的試驗，研究兩種方式的工作層在高溫下的抗熱震行為，對實際生產(chǎn)具有重要指導(dǎo)意義。

1 試驗

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)合強度試樣以及熱震試驗試樣，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生產(chǎn)的鎳包鋁粉末（牌號為KF-6），底層厚度為0.1～0.15 mm，面層材料為礦冶科技集團研制的NiAl/Al2O3金屬陶瓷粉體，面層厚度為0.2～0.25 mm。在噴涂前，需用丙酮或酒精對試樣表面進行除油、除銹超聲清潔處理，干燥后再對試樣表面進行噴砂粗化處理，以增強涂層與基體的機械嵌合，將進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)對制備出的NiAl/Al2O3粉體進行直觀觀察，以確定其形態(tài)、尺寸及組成，采用其配備的EDS能譜對粉末截面微觀狀態(tài)進行了面掃描元素分布測試。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 軟件對拍攝的不同部位掃描圖片進行統(tǒng)計分析；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，步長為Δ(2θ)=0.04°，步長間隔0.1s。

1.3 涂層力學(xué)性能檢測

采用ZERZUS 710RS 洛氏硬度計，參照HB5486 標(biāo)準，使用HR15N 標(biāo)尺進行涂層硬度測試，每個樣品測試5 個點，每個點保壓時間5s，測試涂層的表面洛氏硬度。樣品分別為Bond+Top coating 涂層和Top coating 涂層以及熱震試驗后Bond +Top coating 涂層和Top coating 涂層。涂層的結(jié)合強度選用拉伸-剝離試驗法進行測定，對接件分別為噴砂完的樣件和噴涂涂層的樣件，對接件粘結(jié)使用結(jié)合強度高于70 MPa 的E-7 環(huán)氧樹脂固體膠在190℃下進行充分熔融固化粘結(jié)。結(jié)合強度值被確定為最大載荷(N)與樣品橫截面積(mm2)之比，每種涂層測量五組，結(jié)合強度取其平均值。采用WDW-100A 型電子萬能試驗機進行拉伸試驗，拉伸件保持在垂直的方向上，試驗載荷連續(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

采用水冷熱震的方式測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的變形與鋪展，從而形成具有微區(qū)擴散層結(jié)合的自粘結(jié)涂層，增強與基體間的結(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，通過對粉末的剖面進行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應(yīng)兩類涂層的微觀形貌。圖3 (a)和(b)中分別采用XRD對涂層進行了物相表征，以觀察APS 噴涂沉積后粉末物相的變化，由于鎳粉熔點高，鋁粉的熔點相對較低，在鋁粉熔化溫度附近會發(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，并對基體的薄層表面補充加熱，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的變形與鋪展，從而形成具有微區(qū)擴散結(jié)合的自粘結(jié)涂層。由圖3 可見，涂層整體上物相并沒有發(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。因為X 射線的穿透深度在十幾納米左右，底層對涂層物相沒有任何影響。

圖3 NiAl/Al2O3 涂層的表征：(a) Bond+Top 涂層XRD 圖譜；(b) Top 涂層XRD 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Image J 軟件處理后的孔隙率比例圖，黑色是統(tǒng)計出的微孔以及涂層沉積結(jié)合處的微裂紋等缺陷，計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Image J 軟件處理后的孔隙率比例圖，計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 涂層以及熱震試驗后兩種涂層的硬度折線圖及結(jié)合強度。圖5 (a)可知，制備態(tài)的Top 涂層的洛氏硬度高于Bond+Top 涂層，熱震試驗后，Top 涂層的洛氏硬度仍然高于Bond+Top 涂層，這主要歸因于打底層的影響，打底層的硬度低于面層的硬度，壓頭在向下擠壓的過程由于打底層噴涂過程中層層疊加而產(chǎn)生的微孔隙會造成對面層的支撐不足，壓痕深度會相應(yīng)提高，造成硬度降低的現(xiàn)象，并不能反映面層的真實硬度。兩類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)合強度，0.1mm 打底層的結(jié)合強度高達45.59±4.39 MPa。Bond+Top 涂層的結(jié)合強度為22.59±1.18 MPa，而Top 涂層的結(jié)合強度為18.04±1.86 MPa，底層提高了面層與基體的結(jié)合強度。

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)冷熱震來說試驗條件更為苛刻，通常來說自然狀態(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 塊試驗樣品的涂層脫落都不是整體脫落，但脫落面積均超過了1/3，達到了涂層熱震失效的標(biāo)準。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，涂層遠未達到失效，表現(xiàn)出良好的抗熱震性能，表明打底層對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，熱震時兩者之間的熱應(yīng)力會出現(xiàn)集中，只能從結(jié)合較弱的界面進行釋放[16]。圖7 (c)和(d)中并沒有出現(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)進行水冷熱震試驗。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)力過于集中。鋁包鎳打底層在面層與基體之間起過渡作用，減弱熱震過程應(yīng)力對涂層的沖擊，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)合強度在打底的情況下得到顯著提升。

(2) 在無打底層的情況下，面層經(jīng)歷19 次循環(huán)熱震后，涂層就會發(fā)生大面積脫落，表面產(chǎn)生裂紋，涂層達到失效狀態(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。