超音速火焰喷涂

超音速火焰喷涂（精选7篇）

超音速火焰喷涂 第1篇

结晶器是连续铸钢设备的关键部位,是连铸机的心脏。结晶器的表面是影响其性能的关键,要求有较高的耐磨性。常用的CrZrCu基结晶器的耐磨性较差,目前采用电镀合金的方法提高铜基连铸结晶器的表面性能,但是效果不佳[1,2,3]。为此,本试验利用超音速火焰喷涂(HVOF)技术在CrZrCu表面喷涂CoCrMoSi涂层,对涂层进行微观组织分析及性能测试,研究涂层对表面耐磨性能的影响,以进一步促进超音速火焰喷涂技术在结晶器表面喷涂方面的应用。

1 试验材料及方法

基体材料选用CrZrCu合金,尺寸为45 mm30 mm5 mm。利用HVOF技术在基体上喷涂CoCrMoSi工作层,厚度为0.8~1.0 mm。打底层为CoNiCrAlY涂层,厚度为0.15~0.25 mm。CoCrMoSi工作层的化学成分见表1。

利用德国CARL ZEISS研究级正立智能材料显微镜Axio Imager.A 1m及中文图像分析系统对涂层进行显微观察及分析。利用HVS-1000型显微硬度仪测量试样的显微硬度,按GB 4342-84进行试验,载荷为2.94 N,加载时间为20 s,放大倍数为400倍。利用M-200环块磨损试验机进行磨损试验,试验时间为3 min,滑动线速率为5.23 m/s,法向载荷为 150 N,转速为200 r/min,磨块尺寸为10 mm10 mm 10 mm。利用PHILIPS XL30/TMP型扫描电镜对涂层磨损后表面的形貌进行观察及分析。

2 试验结果与讨论

2.1 涂层的微观形貌

图1为涂层的截面形貌。由图1a可以看出,不使用打底层直接在CrZrCu表面喷涂CoCrMoSi时,热喷涂涂层表面存在少量的孔洞和残留微小的颗粒,且涂层与基体的交界为凹凸不平的界面。这是由于喷涂过程中合金粉末处于半熔化状态,在压缩气流作用下高速冲击基材表面,碰撞的瞬间,涂层粒子的动能转化成热能传递给基材,并沿凹凸不平的表面产生变形,随即迅速冷凝收缩呈扁平状粘附于基材表面,形成无数变形粒子互相交错、波浪式堆叠在一起的层状组织结构。这种层状结构不可避免地存在一部分氧化物夹杂、小缝隙和微孔洞;同时,当粉末进入火焰及随后被喷射飞行的过程中,由于处在火焰中的位置不同,被加热的程度不一样,因而有部分粉末熔融,部分粉末仅被软化,还存在少数未熔的粉粒。这就造成基体与涂层间以机械结合为主,涂层和基体的结合强度不高。

由图1b可以看出,使用CoNiCrAlY打底时,在基体与CoCrMoSi工作层之间产生了过渡层。打底层与基体、涂层之间的边界变得不十分明显,氧化物夹杂与缝隙的数量较少,这表明打底层的应用避免了边界氧化,提高了涂层与基体的结合强度。

2.2 涂层的孔隙率及显微硬度

耐磨性涂层要求具有较高的致密度,因此孔隙率是涂层的重要性能指标。对喷涂CoCrMoSi后的试样进行孔隙率分析,用图像分析系统算出孔隙率并求其平均值,得到CoCrMoSi涂层的孔隙率仅为2.83%。涂层由变形粒子堆叠形成,变形粒子在堆叠过程中往往不能完全重叠,速度较低的粒子,由于变形不充分,更容易产生不完全重叠,从而形成孔隙。本试验采用HVOF喷涂,粒子的速度高,沉积时撞击力大,变形充分,大大减少了粒子间的不完全重叠[4,5],提高了涂层的致密度。

涂层硬度是反映涂层质量的重要指标之一,尤其是当涂层用于耐磨损时,涂层硬度在一定程度上反映了涂层的耐磨性[6,7]。图2为CoCrMoSi 深层的显微硬度,测量位置(图2a中黑块部分)及沿测量距离的数值分布情况。本试验对工作涂层与基体的抛光截面,每隔一定间隔距离进行显微硬度逐点测试。由图2b可知,CoCrMoSi涂层的平均硬度为840 HV,而CrZrCu基体的平均硬度值低于200 HV。可见涂层的硬度明显高于基体的硬度,说明本试验方法可大大提高基材表面的硬度,扩大了材料的应用范围。

2.3 涂层的耐磨性能

在M-200环块磨损试验机上进行耐磨性试验。对磨损试样表面的显微观察结果见图3。由图3可以发现:无涂层保护时,CrZrCu基体表面的磨损情况较为严重,磨损面存在大量的剥落、黏附现象,为黏着磨损(见图3a),磨屑体积为256.594 mm3,摩擦系数为0.802 7;在CrZrCu基体上喷涂CoCrMoSi涂层后,试样的磨损表面只存在较浅的犁削沟槽,沟槽的深度浅、密度小,为磨粒磨损(见图3b),磨屑体积仅为1.607 mm3,摩擦系数为0.612 5。

这是由于在摩擦过程中,未经喷涂的基体表面与摩擦盘表面因微凸体而形成点接触,接触点附近应力很大,产生严重的塑性变形而出现冷焊,从而形成黏着磨损。此过程中,黏着阻力阻碍摩擦副的相对运动,试样黏着点附近的区域因表面的相对滑动而被剪断产生磨损,因而磨损量较大。CoCrMoSi涂层是半熔化状态的合金粉末在压缩气流作用下高速冲击基材表面形成的。在冲击力的作用下,涂层的颗粒呈扁平状且相互交错、波浪式堆叠,在变形粒子结合处容易发生团状剥落,从而形成磨粒磨损。由于CoCrMoSi涂层的硬度较高,抗压入的能力很强,磨粒不易发生嵌入,只在磨损表

面滑动,减小了摩擦系数,所以磨损面的犁沟槽不明显,试样的磨损量很小。

在定载荷磨损条件下,磨粒磨损失重与硬度成反比,即硬度越高材料越耐磨[8]。显微硬度试验表明涂层的显微硬度高达840 HV。可见,干磨损条件下,CoCrMoSi涂层的耐磨性能较佳。因此,在CrZrCu基体表面喷涂CoCrMoSi合金后,显著地提高了连铸结晶器的耐磨性。

3 结 论

(1)采用HVOF技术在CrZrCu表面喷涂CoCrMoSi合金,获得的涂层均匀致密,孔隙率为2.83%。CrZrCu基体的平均硬度为200 HV,CoCrMoSi涂层的平均硬度为840 HV;CoCrMoSi涂层显著提高了试样的表面硬度。

(2)磨损试验表明,未经喷涂的CrZrCu试样表面为黏着磨损,磨损面存在大量的剥落、黏附现象,磨屑体积为256.594 mm3;喷涂CoCrMoSi后,试样的表面为磨粒磨损,磨损面出现较浅的犁削沟槽,磨屑体积为1.607 mm3。可见HVOF喷涂CoCrMoSi合金技术的应用大大提高了连铸结晶器表面的耐磨性能。

参考文献

[1]王志平,董祖钰,霍树斌.超音速火焰喷涂涂层特性研究[J].机械工程学报,2001,37(11):96～98.

[2]周永涛,王汉功,胡重庆,等.超音速电弧喷涂Ti-Al涂层耐磨性及工艺研究[J].中国表面工程,2004,17(5):41～44.

[3]王红,方克明,张宏杰.薄板坯结晶器铜板组箱式电镀Ni-Co合金镀层特点及应用[J].连铸,2005(1):20～21.

[4]陈琳,张三平,周学杰.热喷涂涂层孔隙率的降低方法[J].热加工工艺,2004(2):52～54.

[5]王引真,孙永兴,曹文军.超音速火焰喷涂工艺参数对镍基涂层结构和性能的影响[J].机械工程材料,2005,29(1):10～12.

[6]王江萍,栗卓新,魏其,等.电弧喷涂制备高硬度、耐磨、抗氧化涂层及其性能研究[J].新技术新工艺,2004(6):45～47.

[7]王吉孝,王志平,霍树斌,等.16MnR钢焊接接头表面纳米化及接头抗H2S应力腐蚀性能[J].焊接,2005(2):13～16.

超音速火焰喷涂 第2篇

工业中,劣质煤的燃烧使超(超)临界机组锅炉管遭受高温腐蚀、冲蚀磨损、积灰和结渣等[1],常导致爆管和事故停运,造成巨大的经济损失。高温硫腐蚀通常包括硫酸盐腐蚀和硫化腐蚀,在燃煤含硫量高(2%～4%)的锅炉部件中更为严重。随着燃煤中硫含量的提高,传统材料与工艺制备的涂层[2,3,4]在高硫煤的超(超)临界机组运行环境中发生了大面积脱落,已经不能满足燃用高硫煤锅炉的防腐蚀要求。目前对高温硫腐蚀的研究主要集中于高温硫腐蚀的机制方面[5,6,7],有关540～700℃下高硫(2%～4%)腐蚀的防护技术的研究鲜有报道。电站发电机组的过热蒸汽温度常为600℃,其锅炉受热面的壁温最高为680℃左右。本工作利用超音速火焰喷涂(HVOF)分别制备了1375VM和TPRI-A NiCr金属陶瓷涂层,考核了各涂层在700℃的高温抗硫腐蚀性能,并与超音速电弧喷涂(SWAS)制备的传统45CT涂层进行比较。

1 试验

1.1 涂层制备

基材选用马氏体不锈钢2Cr13,尺寸为20 mm10mm。分别以1375VM粉末(25%Ni20Cr-75%Cr3C2,粒度15～45μm)和自制的TPRI-A型NiCr-Cr3C2金属陶瓷粉末(粒度10～38μm)进行超音速火焰喷涂;以45CT(Ni43Cr1Ti)丝材作为超音速电弧喷涂材料。

采用MF-G-K型喷涂设备超音速火焰喷涂,喷枪型号为HVOF-K2,工艺参数:氧气压强0.9 MPa,氧气流量216 L/min,丙烷压强0.9 MPa,丙烷流量62L/min,送粉N2流量4 L/min,喷涂距离180 mm。采用TurboArc 300型超音速电弧喷涂系统喷涂时的工艺参数:电压32.4 V,电流170 A,空气压强0.90 MPa,丙烷压强0.85 MPa,喷涂距离180 mm。

用专用的抗高温腐蚀纳米无机封孔剂对HVOF的TPRI-A涂层进行封孔处理。

1.2 涂层性能测试与表征

1.2.1 高温硫酸盐腐蚀性能

采用蜂窝状的Pt催化剂促进SO2与SO3间的平衡反应,温度650℃。将试样加热到一定温度后,用毛笔蘸取(0.9Na,0.1K)2SO4混合溶液(由NaSO4和K2SO4按摩尔比9:1组成)均匀涂到试样表面,水分快速挥发后留下一层均匀的盐膜。控制涂覆量在2.7～3.2mg/cm2。

将涂有(0.9Na,0.1K)2SO4盐膜的试样置于700℃,O2-1.5%(SO2+SO3)气氛(煤中含硫量>4%)中,分别腐蚀0.5,1.0,1.5,2.0,2.5,3.0,5.0,8.0,24.0 h;每个时间点取出试样称重,观察、记录涂层表面的腐蚀情况,根据涂层增重绘制出腐蚀动力学曲线。试样单位面积质量的变化按下式计算:

△W=(mi+1-mi)/S

式中△W单位面积质量变化,mg/cm2

mi+1第i次腐蚀后试样质量,mg

mi第i次腐蚀前试样质重,mg

S涂层表面积,cm2

1.2.2 高温硫化腐蚀性能

将试样放置在700℃,H2-1%H2S混合气氛中,分别腐蚀5.0,13.0,21.0,29.0,35.0,41.0 h;每个时间点取出试样称重,观察、记录涂层表面的腐蚀情况,根据涂层增重测绘出腐蚀动力学曲线。

1.2.3 结构表征

采用JSM-6390A型扫描电镜(SEM)观察涂层组织结构,并用其配备的能谱仪(EDS)分析成分。根据JB/T 7509-1994表征喷涂态涂层的孔隙率。采用X射线衍射仪(XRD)分析腐蚀产物的相结构。

2 结果与讨论

2.1 涂层形貌

图1为HVOF制备的1375VM和TPRI-A,以及SWAS制备的45CT涂层的SEM形貌。

由于1375VM中陶瓷相含量较高(75%),喷涂层中存在大量灰色陶瓷相颗粒,白色部分为充分熔化的NiCr合金(见图la)。HVOF过程中陶瓷相不易熔化和扁平化,因此HVOF涂层层状结构不明显;而SWAS的45CT涂层具有热喷涂层的典型层状结构。45CT丝材为合金材料,在SWAS过程中充分熔化,并经雾化后喷向基体形成涂层。SWAS的45CT涂层中存在大量平行于粒子界面的未结合区域以及灰色的扁平状金属Cr的氧化物,还包含部分等轴孔(见图1c)。这些灰色扁平状金属氧化物的存在,表明涂层制备过程中熔融态粒子在高温时表面发生了氧化,并在扁平、凝固过程中保留下来。大量的这种含有氧化物的熔融粒子叠加就形成了层状结构明显的涂层。测得HVOF的1375VM和TPRI-A涂层的孔隙率分别为0.49%和0.55%,SWAS制备的45CT涂层的孔隙率为1.80%。该45CT涂层中存在大量Cr的氧化物,使涂层中相邻粒子间结合弱,因此液态粒子凝固后形成的涂层孔隙率高。

2.2 涂层腐蚀速率

2.2.1 硫酸盐腐蚀

图2是4种涂层高温硫酸盐腐蚀增重随时间的变化。由图2可知:4种涂层在前3.0 h的腐蚀增重均较快,这与涂层表面氧化物被硫酸盐化形成低熔点共晶熔盐有关;随时间延长,涂层的腐蚀增重速率减小,腐蚀进入稳态发展阶段,1375VM涂层比其他3种涂层的腐蚀增重速率更小,45CT涂层的增重速率最大;封孔处理的TPRI-A涂层比未封孔的腐蚀速率略微降低,由于HVOF的TPRI-A涂层覆盖有(0.9Na,0.1K)2SO4盐膜且涂层本身孔隙率较低,因此封孔处理的效果并不明显;经长期高温腐蚀后,封孔处理的TPRI-A涂层的腐蚀速率接近于1375 VM涂层的。

2.2.2 硫化腐蚀

图3是4种涂层高温硫化腐蚀增重随时间的变化。

由图3可知:1375VM、未封孔TPRI-A和45CT涂层腐蚀初期增重较大,特别是45CT涂层,随后这3种涂层腐蚀增重速率减小,腐蚀41.0 h后总增重相当;封孔处理的TPRI-A涂层腐蚀初期出现了轻微的失重,这可能与涂层表面封孔剂的烧结及部分剥落有关;封孔处理能抑制TPRI-A涂层的快速硫化腐蚀现象,随腐蚀时间的延长,涂层的腐蚀增重速率增加,但明显小于其他3种。与硫酸盐腐蚀相比,封孔处理提高抗腐蚀性能的效果更显著。这是因为硫化腐蚀过程中腐蚀介质为H2S气体,封孔剂有效堵塞了涂层中的孔隙,H2S气体难以扩散至涂层内部。

2.3 涂层腐蚀产物的组织结构

2.3.1 硫酸盐腐蚀

硫酸盐腐蚀后,试样表面沉积盐明显熔化,并有可能是硫酸镍的浅绿色产物,1375VM、未封孔TPRI-A和45CT涂层表面尤为明显。这表明涂层表面发生了高温硫酸盐腐蚀,已形成了低熔点共晶熔盐。

4种涂层高温硫酸盐腐蚀24.0 h的产物的XRD谱见图4,断面SEM形貌见图5。

由图4可知:涂层表面主要是硫酸盐,同时有Cr2O3,封孔TPRI-A涂层表面有铬和镍的硫化物。Cr2O3和Cr3S4膜具有很好的抗高温硫酸盐腐蚀性能。HVOF制备的1375VM涂层表面腐蚀产物疏松、多孔,暗色相主要是硫酸盐,沿涂层表面形成了很薄的灰色富铬氧化物(见图5a)。结合图4b,5b可知:封孔的TPRI-A涂层腐蚀产物层的形貌与1375VM涂层的类似,仍主要是硫酸盐,但其在表层疏松多孔的硫酸盐与涂层之间形成的富铬氧化膜更厚,能谱分析其可能是Cr2O3和Cr3S4的混合物;该富铬氧化膜层致密,可对其底部涂层形成有效保护;涂层中仍有许多微小孔洞及裂纹。未封孔的TPRI-A涂层的腐蚀产物形貌与封孔涂层的相似(见图5c)。45CT涂层腐蚀产物最外层是较厚的硫酸盐层,表面看不到连续的富铬氧化层,此外SWAS过程中形成的氧化物(灰色)降低了涂层的抗腐蚀性能(见图5d)。

各涂层表面涂覆(0.9Na,0.1K)2 SO4盐膜后于O2/SO2/SO3气氛中发生了高温硫酸盐腐蚀行为。由于(0.9Na,0.1K)2SO4混合盐的熔点为852℃,明显高于腐蚀温度(700℃),因而合金和涂层发生高温硫酸盐腐蚀是由于初始涂覆的固态盐膜反应变成熔融态。涂层中的陶瓷相能阻碍高温硫酸盐腐蚀,是由于陶瓷相或其氧化产物Cr2O3具有阻碍物质扩散的作用。细化陶瓷相颗粒使之在涂层中分布更均匀,将有助于提高其阻挡作用。尽管涂层表面仍形成了NiSO4-(Na,K)2SO4共晶熔盐(主要是Ni外扩散形成NiO),但是在腐蚀前沿均匀分布的细小陶瓷相及其氧化产物Cr2O3有效阻挡了物质的扩散,从而降低了涂层在腐蚀稳态发展阶段的腐蚀速度。

2.3.2 硫化腐蚀

4种涂层高温硫化腐蚀41.0 h的表面产物的XRD谱见图6,断面SEM形貌及能谱见图7。由图6可知:4种涂层表面主要腐蚀产物为硫化镍,部分涂层表面腐蚀产物中包含硫化铬。由于腐蚀产物最外层是较厚的硫化镍,因而硫化铬的峰并不明显。由图7可知:4种涂层腐蚀产物具有相似的结构,最外层是亮色的Ni3S2,次外层是灰色的富铬硫化物层,最里层则是富铬硫化物和碳化物的混合层。事实上,中间层与最里层的界面大致是原始涂层的表面,这说明涂层的腐蚀是通过金属的外扩散与硫的内扩散进行的。另一方面,封孔的TPRI-A涂层腐蚀层厚度明显小于其他涂层,与动力学测量结果是一致的,封孔处理显著提高涂层抗硫化腐蚀性能。未封孔的TPRI-A涂层与1375 VM涂层的腐蚀形貌相差不大。另外,NiCr金属陶瓷涂层中的腐蚀层与未腐蚀层的界面处存在大量细小的碳化物颗粒,有利于提高涂层的抗腐蚀性能。

3结论

(1)超音速火焰喷涂的NiCr金属陶瓷系列涂层(1375VM和TPRI-A)比超音速电弧喷涂45CT涂层具有更优异的抗高温硫酸盐腐蚀及硫化腐蚀的能力。

(2)封孔处理可显著提高超音速火焰喷涂TPRI-A型NiCr金属陶瓷涂层的抗高温硫酸盐腐蚀性能以及抗硫化腐蚀性能。

摘要：超(超)临界机组锅炉管在硫含量较高的烟气环境中常遭受严重的高温硫酸盐及硫化腐蚀,成为锅炉安全的隐患。在2Cr13不锈钢表面利用超音速火焰喷涂(HVOF)制备了NiCr金属陶瓷涂层(1375VM和TPRI-A),并用超音速电孤喷涂(SWAS)制备传统45CT涂层以作比较,研究了各涂层在700℃,H2-1%H2S环境中的硫化腐蚀性能以及涂覆(0.9Na,0.1K)2SO4盐膜后在700℃,O2-1.5%(SO2+SO3)环境中的高温硫酸盐腐蚀性能。结果表明:HVOF制备的NiCr金属陶瓷涂层比SWAS制备的45CT涂层具有更优异的抗高温硫酸盐腐蚀及硫化腐蚀性能:封孔处理可显著提高HVOF制备的TPRI-A涂层的抗高温硫酸盐腐蚀以及硫化腐蚀性能。

关键词：硫腐蚀,HVOF,SWAS,NiCr金属陶瓷涂层,45CT涂层,2Cr13钢,超(超)临界机组

参考文献

[1]刘鸿国,蔡晖,唐丽英.超超临界机组水冷壁高温腐蚀问题的探讨[J].腐蚀与防护,2009,30(8):577-578.

[2]Wang B Q.Erosion-corrosion of thermal sprayed coatings in FBC boilers[J].Wear,1996,199:24-32.

[3]Wilden J,Jahn S,Reich S,et al.Wire Arc Sprayed High Quality Anti-Corrosion and Wear-Resistant Coatings[J]. Thermal Spray Technology,2010,2(1):62-65.

[4]胡双南,许宏宇.解决锅炉水冷壁管高温腐蚀和磨损方法之热喷涂技术[J].锅炉制造,2009(4):16-18.

[5]吴东亮,刘洪洋.电站锅炉产生高温硫腐蚀机理及预防措施[J].华北电力技术,2007(12):52-54.

[6]官民健,孙福君,刘常辉,等.锅炉受热面腐蚀分析[J].电力安全技术,2008,10(9):60-63.

超音速火焰喷涂 第3篇

高温防护层可延缓高温合金的氧化失效,提高其抗高温氧化性能,已从早期的扩散型(渗铝及其改性涂层)发展为现代包覆型(MCrAlY涂层)[1]。MCrAlY涂层高的抗高温氧化性缘于其表面致密的Al2O3或Cr2O3氧化膜,这些氧化膜作为氧的障碍层(屏蔽层)阻止了基体被进一步氧化或腐蚀。涂层表面Al2O3或Cr2O3膜的形成取决于Al和Cr元素在涂层中的浓度[2]。保护性的Al2O3膜的形成从难到易为CoCrAlY,NiCrAlY,FeCrAlY[3]。为了进一步提高涂层的抗氧化和腐蚀能力,往往在MCrAlY中引入少量的Ta,Mo等元素[4]。

MCrAlY涂层的制备工艺有低压等离子喷涂(LPPS)、电子束蒸发沉积和溅射等[5,6,7]。LPPS可以在基体上快速获得性能优良的厚涂层,还可以进行转移弧处理,清理基体表面以获得非常洁净的界面,从而提高涂层的结合强度。然而,LPPS工艺复杂,生产成本非常高,工件大小也受限制。超音速火焰喷涂制备MCrAlY涂层已在地面燃机等中获得广泛应用,但还没有应用在航空发动机抗高温氧化涂层中。氧气助燃的超音速火焰喷涂(HVOF)的CoNiCrAlY涂层较高的氧化物含量产生了扩散阻挡层,其扩散常数比LPPS制备的NiCoCrAlY涂层低[8]。空气助燃的超音速火焰喷涂(HVAF)由于受点火限制,燃料和空气的配比一般是固定的,所产生的高速低温焰流有助于获得致密的涂层。普通氧气助燃超音速火焰喷涂工艺焰流温度高,在喷涂过程中粉末粒子不可避免地发生氧化,MCrAlY涂层的含氧量较高。超音速火焰喷涂朝着低温高速焰流的方向发展主要是通过在燃烧室或延长喷嘴中注入水或氮气,降低火焰温度的同时使水或氮气迅速气化并膨胀,获得较高的燃烧室压强,从而减少粉末粒子在焰流中的氧化。目前已经成功采用低温超音速火焰喷涂(LT - HVOF)技术制备出钛及钛合金涂层[9,10]。

本工作分别采用HVAF,HVOF,LPPS,LT - HVOF 4种工艺制备NiCoCrAlYTa涂层,并研究其结构和性能。

1 试 验

1.1 基材前处理

基材为GH907高温合金钢,尺寸为100 mm35 mm4 mm。基材经汽油清洗后,常温下在酒精中超声波(25 kHz)除油20 min,然后用25号刚玉砂以0.3 MPa进行表面粗化处理。

1.2 涂层制备

喷涂粉末NiCoCrAlYTa粒径10～38 μm,采用熔融、真空雾化工艺制备,粉末呈现较好的球形度,其化学成分见表1。

分别采用UniqueCoat公司的SB250型空气助燃超音速火焰喷涂设备、GTV公司的K2氧气助燃(低温)超音速火焰喷涂设备以及自制的低压等离子喷涂设备制备NiCoCrAlYTa涂层,4种工艺都采用机器人持枪行走进行喷涂,喷涂参数见表2。制备的NiCoCrAlYTa涂层厚度为50～500 μm。低压等离子喷涂时抽真空至2.6 Pa,再充入氩气达到所需压强,用转移弧清理表面(电压70 V,电流150 A,功率7.5 kW,距离130 mm,压强4.0 kPa)后进行等离子喷涂。

1.3 测试分析

采用D/Max - RC型X射线衍射仪(XRD)分析粉末和涂层的相结构。采用带能谱仪(EDS)的JL SM5910扫描电镜(SEM)观察涂层形貌。按照ASTM C633标准,采用JDL - 50KN电子拉伸仪测量涂层的结合强度,试样尺寸为ϕ25.4 mm4.0 mm。采用TC600型氧氮分析仪测量粉末和涂层的含氧量。用视场法测定涂层的孔隙率:利用LEICA DMIMR金相显微镜的相分析软件测试SEM照片中涂层孔隙率。

2 结果与讨论

2.1 涂层相结构

图1为喷涂粉末和4种工艺制备涂层的XRD谱。从图1可以看出:喷涂粉末主要由γ′ - Ni3Al,β - NiAl,固溶体γ - Ni相组成,有少量单质Cr存在;4种工艺制备的NiCoCrAlYTa涂层也是由上述4种相组成,只是涂层中β - NiAl相衍射峰的相对强度降低,即涂层中的β - NiAl相含量相对较低。

2.2 涂层显微形貌

图2为4种工艺制备的NiCoCrAlYTa涂层的SEM形貌。

从图2可知:4种工艺制备的NiCoCrAlYTa涂层均比较致密,除LT - HVOF涂层外其他3种涂层中均有未熔或部分熔融颗粒存在(见A箭头所指处),这些颗粒的存在导致其附近区域涂层的致密度较低;HVOF涂层内部存在大量的黑色或灰色带(见B箭头所指处),这主要是由于HVOF工艺焰流温度比HVAF高,在大气环境下高温粒子发生氧化而形成带状氧化物区;HVAF涂层中带状氧化物区明显比HVOF涂层少,由于HVAF的火焰温度低,不能有效促使粉末熔融,因而HVAF工艺制备涂层的沉积率比较低;由于LPPS过程在氩气保护性气氛下进行,粉末不容易发生氧化,涂层中观察不到明显的氧化物区,且孔隙率比其他工艺制备的涂层高,存在个别的大孔隙可能与粉末粒子在LPPS焰流中比在超音速火焰喷涂焰流中的速度低有关;LT - HVOF涂层非常致密,涂层(层间)也没有氧化物区域存在,表明该涂层的含氧量非常低,但由于燃烧室压强明显高于HVOF和HVAF而使粒子的运动速度较高,使粒子在撞击沉积时动能转变为热能产生塑性流动而铺展开,因而LT - HVOF涂层中没有发现明显未熔颗粒。

2.3 涂层基本性能

表3列出了4种工艺制备的涂层的基本性能,其中HVAF涂层由于沉积率较低,没有测量其含氧量。由表3可知:HVOF和HVAF涂层的致密度和结合强度均优于LPPS涂层,HVOF涂层含氧量明显高于LPPS涂层,这和文献[8]的结论一致;而LT - HVOF涂层孔隙率仅为0.5%,结合强度超过80 MPa,含氧量又与LPPS相当。HVOF和HVAF的粒子速度可以达到500 m/s以上,LT - HVOF的粒子速度虽然没有测量,但其随燃烧室压强的增大而提高,因而LT - HVOF可以获得高于LPPS的粒子速度,而粒子速度与涂层的孔隙率和结合强度有着直接关系。因此,HVAF和HVOF均可以获得比LPPS致密且结合强度高的涂层。LT - HVOF不仅可降低粒子温度,还可提高粒子速度,减少粒子和空气中氧气的结合,从而可以获得结合强度和致密度较高的NiCoCrAlYTa涂层,而涂层含氧量与LPPS涂层相当。

3 结 论

(1)4种工艺制备的NiCoCrAlYTa涂层主要由γ′ - Ni3Al,β - NiAl和固溶体γ - Ni相组成,含少量的单质Cr,而β - NiAl的含量比喷涂粉末中低。

(2)除LT - HVOF涂层外,其他3种涂层中均有未熔或者部分熔融颗粒存在;HVOF涂层中存在大量的氧化物区;HVAF涂层的沉积率较低;LT - HVOF涂层致密度高,没有明显的氧化物区;LPPS涂层中也没有氧化物区,但致密度比其他涂层低。

(3)HVOF和HVAF涂层的致密度和结合强度均优于LPPS涂层,而HVOF涂层的含氧量明显高于LPPS涂层;LT - HVOF涂层的含氧量与LPPS涂层相当,而致密度和结合强度较高。

参考文献

[1]任鑫.几种高温防护涂层的高温氧化和热腐蚀行为研究[D].南京:南京理工大学,2005.

[2]李良坚.MCrAlY/Al2O3复合涂层及其抗高温氧化性能研究[D].北京:北京科技大学,2006.

[3]Streiff R.Protection of materials by advanced high tempera-ture coatings[J].Journal De Physique,1993,3:17～40.

[4]李美拴.金属的高温腐蚀[M].北京:冶金工业出版社,2001:430～432.

[5]Tayor T A,Bettridge D F.Development of alloyed anddispersion-strengthened MCrAlY coatings[J].Surface andCoatings Technology,1996,86～87:9～14.

[6]Poza P,Grant P S.Microstructure evolution of vacuum plas-ma sprayed CoNiCrAlY coatings after heat treatment andisothermal oxidation[J].Surface and Coatings Technology,2006,201:2 887～2 896.

[7]Hesnawi A,Li H,Zhou Z,et al.Isothermal oxidation be-havior of EB-PVD MCrAlY bond coat[J].Vacuum,2007,81(8):947～952.

[8]Saeidi S,Voisey K T,McCartney S G.The effect of heattreatment on the oxidation behavior of HVOF and VPSCoNiCrAlY coatings[J].Journal of Thermal Spray Tech-nology,2009,18(2):209～216.

[9]周克崧,邓春明,邓畅光,等.Ti-Ni低温超音速火焰喷涂层及激光处理后的特征[J].材料保护,2009,42(8):62～64.

超音速火焰喷涂 第4篇

磨损是机器零件最常见也是最大量的一种失效方式, 造成的损失巨大。在零件表面涂覆硬度高、耐磨性好的涂层, 可以延长其使用寿命, 对已失效零件进行涂覆可以实现再制造, 大大节约能源和成本。金属陶瓷是零件表面强化涂层的主要材料之一, 既有金属的强度和韧性, 又有陶瓷材料的耐高温、耐磨损、耐腐蚀等优点。目前, 工业应用最广的金属陶瓷涂层主要有Cr3C2-Ni Cr和WC-12Co。

目前, 关于粉末尺寸 (粒度) 对超音速火焰喷涂 (HVOF) 金属陶瓷涂层组织结构、物相、硬度、耐磨粒磨损的影响的研究较少[1,2]。本工作以WC-12Co金属陶瓷为研究对象, 采用HVOF法在T10A钢带表面制备了200目, 400目, 纳米级 (50~100 nm) 3种不同粉末粒度的涂层, 考察了粉末粒度对涂层显微组织结构、物相、显微硬度及耐磨粒磨损性能的影响。

1试验

1.1 WC-12Co金属陶瓷涂层的制备

喷涂粉体采用市售200目 (44~74μm) , 400目 (26~38μm) , 纳米级 (50~100 nm) 3种WC-12Co金属陶瓷粉末, 其中, 纳米级粉末经滚动团聚和干燥处理后粒度为22~45μm;设备采用XM-5000型超音速火焰喷涂系统 (HVOF) 。喷涂工艺:系统以丙烷为燃料气体, 高压氧气为助燃气体, 氮气为送粉气体。在相同喷涂参数下制备涂层, 送粉速度500~600 m/s, 丙烷气压0.65 MPa, 氧气气压1.1 MPa, 氮气气压1.2MPa, 喷涂距离160 mm, 喷枪与待喷涂平面夹角呈90°。基体采用T10A钢带, 表面发蓝, 其硬度为500~590 HV;喷涂前, 用丙酮清洗基材表面, 采用粒径为500μm的棕刚玉进行喷砂粗化处理。涂层厚度控制在200~300μm。

1.2涂层性能测试

采用MLS-225橡胶轮磨粒磨损试验机测试不同粒度WC-12Co金属陶瓷涂层的磨粒磨损性能:磨损试样加载15 N;橡胶轮转速240 r/min;砂浆由1 000 g水和1 500 g粒径为120μm的棕刚玉混合而成;预磨200 r, 磨损质量损失不计入累积损失;正式磨5次, 每次橡胶轮的转数为1 000 r, 将每次磨损后的试样洗净、烘干, 用测试精度为0.000 1 g的分析天平称量试样的质量, 计算出磨损质量损失Δm, 以评价涂层的耐磨粒磨损性能[3]。

采用HVS-1000型显微硬度计测量涂层显微硬度:在研磨抛光后的涂层横截面上测量, 压头载荷1.96 N, 加载时间15 s, 每个试样测10个数据;任意2个压痕中心的距离必须超过压痕对角线的4倍, 压痕与试样边缘的距离不小于压痕对角线的2倍[4]。

用砂纸粗磨和抛光机研磨抛光后, 用JXA-8230型电子探针分析涂层试样的断面形貌, 采用D/Max2500PC X射线衍射仪测定涂层的物相:Cu Kα (波长0.154 18 nm) , 管电压为30 k V, 管电流为200 m A, 扫描速度为8 (°) /min, 扫描范围 (2θ) 为20°~100°, 步长为0.02°。

2结果与讨论

2.1涂层的显微形貌

3种不同粉末粒度涂层的显微组织见图1。由图1可以看出, 喷涂粉末粒度不同, 涂层组织的形态明显有区别:200目粉末所得涂层组织最疏松, 有大量的块状陶瓷颗粒, 主要是因为在喷涂过程中, 粉末粒度较大, 在焰流中还未得到充分地加热便被喷出打在基体上, 粉末内部还处于固体或半固体状态, 有些几乎保持了喷涂前的结构形态 (箭头所指) ;400目粉末所得涂层的孔隙率低于200目的, 涂层形貌较细腻、平整致密, 在局部区域有少量未充分熔化和变形的喷涂粒子;纳米级涂层组织最为致密、均匀, 孔隙处于较低的水平, 表面平整, 表明这一粒度的材料在喷涂过程中熔化和变形最为充分, 在显微组织中几乎观察不到未熔化或变形不充分的陶瓷粒子, 其流动性和填充性较好。

2.2涂层的物相

3种涂层的XRD谱见图2。从图2可以看到:200目与400目粉末所得涂层的主要物相为WC和Co及少量的Co6WC6C相;纳米级粉末涂层还含有少量的W2C相, 占主相WC的3.2%。这主要是因为:前2种粉末颗粒大, 受热比表面积小, 粉末颗粒熔化程度低, WC受热较少, 因此分解不明显;纳米级粉末的颗粒小, 受热比表面积大, 粉末颗粒熔化程度高, WC颗粒受热面积也相对较大, 涂层内热量不能及时传递出去, 导致一些WC颗粒过热分解, 因而出现了极少量的W2C相。

2.3涂层的显微硬度

3种涂层的显微硬度结果见表1。

热喷涂工艺的特点决定了涂层成分和显微结构的不均匀性, 加上试样抛光和测试误差等因素, 涂层显微硬度的测定结果会出现较大的分散性。一般而言, 金属陶瓷涂层越致密、陶瓷颗粒尺寸越小, 则涂层的硬度就越高, 硬度值分散性越小[5]。

为了客观真实地反映涂层的微观组织结构与力学性能的关系, 采用Weibull分布对涂层的显微硬度进行了深入研究[6]。其硬度值概率累积密度分布函数表示如下:

其中:F (H) 是概率的累积密度函数, H是显微硬度测量值, β是Weibull模数 (或称形状参数, 反映了数据分布的分散性) ;η是特征值 (或称尺度参数) , 意味着63.2%数据分布在该值之下。参数β和η可以通过Weibull图获得, β值越大, 涂层硬度离散度越小。图3为3种涂层硬度值的Weibull图。

结合涂层Weibull分布和硬度值方差[7]可知:随着粉末粒度的增大, 涂层平均显微硬度降低, 硬度值分散性增大, 这是由粉末粒度增大时涂层成分和显微结构的不均匀性提高所造成的;纳米级涂层组织致密、均匀, β值较大 (β=21.734) , 其显微硬度值离散度较小, 且平均显微硬度值最高;400目涂层硬度出现双态分布, 原因主要是涂层中部分熔化区 (β=10.829, 硬度分散) 与完全熔化区 (β=32.969, 硬度均匀) 的结构差异较大, 涂层不同区域性能差异较大, 涂层平均显微硬度值处于中等水平;200目的涂层存在较多的未熔块状颗粒, 组织较前面2种涂层疏松, 均匀性也差, 所测得的涂层显微硬度值最分散 (β=6.368, 值较小) , 离散度最大, 涂层平均显微硬度值也最低。

2.4 3种涂层的磨粒磨损性能

3种WC-12Co涂层的相对磨损质量损失与粉末粒度的关系见图4。由图4可以看出, 随着磨程的增加, 涂层磨损量趋于稳定, 但200目涂层的磨损量较高, 纳米级涂层的磨损量最低, 400目涂层处于二者之间。

图5为3种涂层的磨损形貌。由图5可知, 涂层的表面磨损均为典型的磨粒磨损机制。在磨损初期 (前1 000 r) , 涂层中的塑性相先被磨损掉, 然后暴露出的WC粒子被折断、碾碎、甚至脱落, 但纳米涂层中的磨坑要比前2种涂层中的浅而少, 表面出现了较明显的“犁沟”, 这属于典型的塑性材料的磨损形式[8,9]。在磨损稳态期 (1 000~5 000 r) , 当涂层的粘结相被切削和挤压掉后, WC颗粒就承担了抗磨的作用, 由于WC颗粒硬度很高, 涂层宏观表现出很好的抗磨粒磨损性能;纳米涂层中的颗粒较小, 与200目和400目的涂层相比, 在磨损过程中不会出现大块颗粒脱落而形成大凹坑的现象, 所以纳米涂层的磨损微观表面比前两种涂层要平整一些, 且纳米涂层的显微硬度较高, 从而表现出更好的抗磨粒磨损性能;粉末粒度小时, 颗粒受热熔化充分, 粘结相形成液态将较小的硬质WC均匀牢固地镶嵌在其中, 使纳米涂层的韧性好于前2种涂层, 这也有助于纳米涂层抗磨粒磨损性能的提高。

3结论

(1) 粉末粒度越小, 受热比面积增大, 熔化程度高, 涂层的微观组织越致密, 孔隙越少;粉末粒度较大时, 涂层中有明显大块颗粒, 结合较疏松;纳米级的涂层结合最好, 组织最致密。

(2) 粉末粒度减小, 涂层显微硬度呈上升趋势, 硬度分散度降低, 硬度分布更均匀;涂层韧性和硬度综合性能提高, 涂层的耐磨粒磨损性能提高。

参考文献

[1]伍超群, 邓畅光, 邓春明, 等.高速火焰喷涂工艺参数对镍基-碳化钨复合涂层结合强度的影响[J].机械工程材料, 2008, 32 (8) :33~35.

[2]王引真, 孙永兴, 曹文军.超音速火焰喷涂工艺参数对镍基涂层结构和性能的影响[J].机械工程材料, 2005, 29 (1) :10~12, 58.

[3]王灿明.等离子喷涂耐磨涂层技术在大型薄壁零件上的应用研究[D].青岛:山东科技大学, 2010:98~100.

[4]李业超.等离子喷涂制备陶瓷涂布刮刀的研究[D].青岛:山东科技大学, 2009:35~37.

[5]韩志海, 徐滨士, 王海军, 等.三种超音速热喷涂工艺制备WC-12Co涂层的组织结构分析[J].中国表面工程, 2005, 18 (3) :23~27.

[6]李焕芳.用Excel求解平面度误差值[J].中国高新技术企业, 2010, 16 (18) :16~18.

[7]高允彦.正交及回归试验设计方法[M].北京:冶金工业出版社, 1988:17~47.

[8]杨焜, 高玲, 福本昌宏.粒子扁平现象研究现状及发展[J].表面技术, 2008, 37 (2) :67~69.

超音速火焰喷涂 第5篇

超音速火焰喷涂技术可将喷涂粒子加热至熔化或半熔化状态,并加速到600m/s以上,从而获得结合强度高、组织致密、气孔率小、性能优越的涂层,同时超音速火焰喷涂技术也是金属陶瓷涂层良好可行的制备方法,由于超音速火焰喷涂的喷涂粉末在火焰中被加热时间短,因此喷涂材料的相变、氧化和分解受到抑制, 特别适合喷涂硼化物或碳化物金属陶瓷材料[10-13]。 超音速火焰喷涂金属陶瓷涂层是由金属或合金黏结相与陶瓷硬质相组成,金属或合金黏结相保证了金属陶瓷的强度和韧性,陶瓷质点则使金属陶瓷具有高的硬度、耐热性和耐蚀性[10，14]。因此,本研究采用超音速火焰喷涂技术制备TiB2-Ni金属陶瓷涂层,研究不同黏结相含量对制备的TiB2-Ni涂层的组织结构、硬度、 孔隙率、抗热震性能及耐熔融铝硅腐蚀性能的影响。

1实验材料及方法

1.1实验材料及涂层制备

喷涂粉末是采用机械合金化技术制备的TiB2- 40Ni(质量比为3∶2)和TiB2-50Ni(质量比为1∶1)金属陶瓷粉末。球磨工艺参数:球磨转速为370r/min, 功率为28.8Hz,球磨时间为6h,其中球罐为500mL不锈钢管,磨球为20mm、10mm、6mm的不锈钢球,两种粉末的表面和断面形貌如图1所示。机械合金化制备的金属陶瓷粉末再通过筛分技术获得粒径为15~45μm的喷涂粉末,喷涂前将粉末进行干燥2~ 3h。从图1(a-2),(b-2)粉末断面形貌图中可以看到, 机械合金化制备的两种粉末中灰色的TiB2陶瓷颗粒包覆在白色的黏结相Ni粉末上,同时发现球形的Ni粉末也有明显的变形,变成长条形。实验选择Q235钢作为基体材料,尺寸为15mm40mm5mm,喷涂前用24目刚玉砂进行表面粗化预处理。超音速火焰喷涂采用西安交通大学研制的CH-2000型超音速火焰喷涂系统,在粗化后的基体表面按表1所示的喷涂工艺参数沉积涂层。熔融铝硅腐蚀实验的腐蚀介质采用ZL102,即Al-12.07%Si(质量分数,下同)合金。

(1)及断面形貌(2)(a)TiB2-40Ni;(b)TiB2-50Ni(1)and cross sectional microstructure(2)of TiB2-Ni powders (a)TiB2-40Ni;(b)TiB2-50Ni

1.2涂层组织结构及性能表征

采用附有能谱分析(EDS),Tescan Vega II LSU型扫描电镜(SEM)分析粉末表面和断面组织、涂层表面和断面组织、涂层抗热震后表面和断面形貌及涂层腐蚀后表面和断面形貌特征;采用D8Advance X射线多晶衍射仪进行喷涂粉末、涂层腐蚀前后的物相分析,衍射条件为Cu靶,λ=0.154nm,扫描范围20~ 90°,扫描速度2(°)/min,管电压35kV。

采用HVS-1000型数显维氏硬度试验机测定涂层的显微硬度,载荷为2.94N,加载时间为20s,每个试样测量10个点,结果取其平均值。

采用图像分析法在涂层断面形貌上选择5个区域进行测定,对5个区域的结果取其平均值作为涂层的最终孔隙率值。

1.3涂层抗热震及腐蚀实验

采用水淬法测试涂层的抗热震性能,热震实验是将涂覆涂层的试样放在炉温为800℃的SX-4-10型箱式电阻炉中保温20min,然后迅速取出淬入室温的水中(20℃),如此往复循环,直至在涂层的表面首次发现裂纹或剥落现象,即停止实验,记录涂层试样热震循环次数,以此作为衡量涂层抗热震性能的判据。

采用浸泡法进行耐熔融铝硅腐蚀实验,将涂层试样浸泡在温度为600℃熔融铝硅(Al-12.07%Si) 合金中,腐蚀时间分别为120h,腐蚀装置示意图如图2所示。

1Temperature control;2Furnace;3,4Thermocouple protective sleeve; 5,6Thermocouple;7Crucible;8,9Corrosion specimen; 10Al-12.07% Si;11Temperature displayer

2结果与讨论

2.1 TiB２-Ni涂层相结构与能谱元素分析

图3为超音速火焰喷涂的TiB2-Ni涂层和相应喷涂粉末的XRD图谱。从图中可以得到,涂层与粉末的物相之间基本无变化,主要物相为TiB2和Ni两相, 喷涂后涂层中未发现非晶相和分解相,这说明在超音速火焰喷涂(HVOF)过程中无物相分解,非晶化等现象产生的其他相,但在涂层的物相中发现少量的氧化物相(Ti2O3和NiTiO3),而在对两种涂层断面组织进行能谱元素分析发现(如图4所示),涂层中的主要化学成分均为Ti和Ni元素,存在少量的Cr和O元素, 而B元素由于是轻元素,故无法在能谱分析中显示出来;基体中的主要成分为Fe元素,这表明喷涂粉末在喷涂的过程中产生了少量的氧化现象。在喷涂粉末的物相中则没有发现氧化物的存在,这主要与机械合金化球磨过程中采用惰性气体(氩气)保护有关,即没有发生氧化现象。分析TiB2-40Ni和TiB2-50Ni涂层的物相发现,两者的主要物相相同,但TiB2-50Ni的氧化物的峰值强度更低,分析原因表明,在相同的喷涂工艺参数条件下,随着喷涂粉末中黏结相Ni含量增加,粉末在喷涂过程中氧化程度有所降低。而且随着Ni黏结相含量的增加,TiB2-50Ni涂层中的Ni相衍射峰的强度有所增加。对比两种涂层与粉末衍射峰,可以看到,涂层TiB2峰的强度存在降低的现象,表明涂层中TiB2相含量相对减小,引起这种现象的可能是硬质颗粒在超音速火焰喷涂过程中发生反弹飞溅损失的缘故。

2.2黏结相含量对TiB２-Ni涂层微观组织的影响

图5为不同Ni黏结相含量TiB2-Ni涂层的表面形貌。从图5可见,涂层表面形貌均存在完全熔化区(F)和部分熔化区(P)两个区(如图5(b)和5(d)所示),其中图5(a)和图5(c)为涂层表面完全熔化区高倍图,且可发现完全熔化区表面致密平整,而部分熔化区表面疏松,并存在一定的缝隙,其主要原因是:(1) 粒子与工件撞击后,在摊平、铺展过程中伴有飞溅产生,造成粒子间的不完全堆积;(2)喷涂粉末的结晶、 冷却速率快,后续的粒子未来得及与先沉积的涂层熔合并填满交接的空间就已凝固;(3)喷涂时熔融粒子在涂层冷却至室温的过程中收缩,收缩过程中得不到后续粒子的补充,相互之间产生一部分缩孔等。对比TiB2-40Ni与TiB2-50Ni涂层表面形貌发现,在相同的喷涂工艺参数条件下,TiB2-50Ni涂层表面完全熔化区的范围变大了,说明该涂层在沉积过程中,喷涂粒子熔化更为完全。

图6为不同Ni黏结相含量TiB2-Ni涂层的断面形貌。由图6可见,涂层的组织均呈典型的灰、白两相交替分布的叠层状结构[15]。图中涂层中的灰色相为陶瓷相TiB2富集区,白色相为金属黏结相Ni富集区, 椭圆框内为孔隙。涂层与基体界面结合良好,且涂层与基体为机械咬合,呈现出犬牙交错的现象。分析原因表明,由于基体表面经过喷砂粗化处理,微观上是凹凸不平的,这使得基体与黏结涂层之间形成了良好的 “勾接咬合”,有助于提高涂层与基体的结合强度。同时超音速火焰喷涂具有较高的冲击能量,粉末颗粒有高的喷涂速率,由于粉末颗粒在高温停留时间短,所以涂层含氧化物量低,化学成分和相的组成具有较强的稳定性,改善了颗粒的结合状态,从而导致涂层与基体表面的结合强度高[16]。对比TiB2-40Ni与TiB2-50Ni涂层断面形貌发现,TiB2-50Ni涂层组织均匀致密,涂层结合良好,白色黏结相Ni在涂层中呈条状和块状, 且涂层的平均孔隙率为0.12%,涂层平均厚度为336μm;而相对于TiB2-50Ni涂层,TiB2-40Ni涂层的组织较差,其黏结相Ni在涂层中呈条状,涂层的平均孔隙率为1.25%,涂层平均厚度为104μm,这说明在相同喷涂工艺参数条件下,TiB2-50Ni喷涂粒子沉积效果更好,获得的涂层孔隙率更低,涂层厚度更厚,说明该涂层具有较佳的致密性。

2.3黏结相含量对TiB２-Ni涂层硬度的影响

图7为不同黏结相含量TiB2-Ni涂层硬度值, TiB2-40Ni与TiB2-50Ni涂层的平均硬度值分别为(643.5±56.8)HV0.3与(597.9±36.1)HV0.3,分析发现随着黏结相含量增加,涂层显微硬度有所降低;同时从涂层的微观组织研究发现,TiB2-40Ni涂层中陶瓷硬质相较多,黏结相Ni在涂层中的变形形态主要为条形状,这说明黏结相Ni在粒子沉积过程中,发生强烈塑性变形也会导致涂层产生加工硬化,而在TiB2- 50Ni涂层中黏结相Ni仍有部分呈块状,粒子塑性变形较小,因此分析所得TiB2-50Ni涂层的平均硬度值较低。

2.4黏结相含量对TiB２-Ni涂层抗热震性能影响

采用超音速火焰喷涂方法将喷涂材料喷涂在金属工件的表面,以提高基材的耐蚀、耐磨及抗氧化等性能,然而工件的实际工况往往伴随着温度的急冷急热, 从而产生内应力。环境温度变化越快,产生应力的倾向越大。涂层在反复的热循环作用下将产生剥离、脱落[17]。因此,涂层抗热震性能的好坏是充分发挥涂层材料特性的关键。图8为不同黏结相含量TiB2-Ni涂层热震后表面和断面形貌图,为了对比两种涂层抗热震性能的好坏,将两种涂层试样同时进行热震实验,当在某一涂层表面发现微裂纹或剥落现象时,即停止实验。在本实验中,在经过60次热震循环后,两种涂层试样经热震后表面形貌未发生明显变化,表面形貌仍为典型的疏松片层组织,在涂层表面形貌中观察到存在部分熔化区(P)和完全熔化区(F)(如图8(a)和8 (d)所示),但经过60次热震循环后,在TiB2-40Ni涂层表面发现明显的裂纹,如图8(a)(低倍)椭圆框内和图8(b)(高倍)所示。这说明在喷涂工艺条件和热震实验条件相同的情况下,TiB2-40Ni涂层抗热震性能较差。研究分析表明,涂层热震后产生裂纹的原因是: 在热震的过程中,裂纹多起源于陶瓷涂层内微裂纹的尖端或孔隙处,由于陶瓷涂层内微裂纹的尖端存在应力集中,裂纹易于形成。陶瓷涂层中大量平行或垂直于基体表面的裂纹形成后,随着热震次数的增加,裂纹逐渐扩展、连接。沿垂直于基体表面方向扩展的裂纹, 扩展至表面,最终形成表面宏观裂纹[18，19]。

从图8(c)和图8(e)可以看到,两种涂层在热震后涂层的厚度基本没有减少,涂层与基体界面处结合相当致密而完整,没有明显的间隙和裂纹,且涂层与金属基体呈牢固的机械咬合,其主要原因为实验所用的TiB2及Ni基合金的热膨胀系数均与基体的热膨胀系数接近,因此在热震过程中,涂层中的应力应变集中能得到有效地缓解。同时通过分析发现,TiB2-40Ni涂层表层出现横向裂纹,未发现贯穿于整个涂层的纵向裂纹,且相对于未热震前涂层形貌,该涂层热震后的孔隙率也有所增加,而TiB2-50Ni涂层在热震后微观组织仍致密均匀,在涂层的断面处也未发现裂纹,这说明在这两种涂层中,TiB2-50Ni涂层具有较佳的抗热震性能。

2.5黏结相含量对TiB２-Ni涂层耐熔融铝硅腐蚀性能的影响

通过将不同黏结相含量的TiB2-Ni涂层及对比试样未喷涂层的Q235钢进行腐蚀时间为120h的熔融铝硅合金腐蚀实验,其腐蚀后形貌如图9所示。从图9(a)和9(c)中可以得出,腐蚀后涂层表面形貌相比于未腐蚀涂层试样表面形貌(如图5(b),5(d))相差不大,在腐蚀涂层的表面仍可观察到部分熔化区和完全熔化区,并且两种涂层表面均未观察到微裂纹的产生现象;从图9(b)和9(d)中可以看到,涂层试样腐蚀后厚度基本无变化,涂层中未发现贯穿整个涂层的纵向裂纹,并且涂层与基体界面处结合致密而完整,无明显的间隙和裂纹,基体没有受到熔融铝液的侵蚀,说明TiB2-40Ni和TiB2-50Ni涂层均具有良好的耐熔融铝硅腐蚀性能,其中以TiB2-50Ni涂层耐腐蚀性最佳。 这是因为:(1)两种涂层均具有致密的微观组织,孔隙率低,从而很好地将熔融铝硅溶液与基体隔绝开,起到了良好的防蚀作用;(2)两种涂层均具有特有的层状结构,这种层状结构能够抑制裂纹的进一步扩展,堵住金属熔体原子侵入涂层的快速通道,延缓了涂层的失效过程;(3)本实验中的TiB2陶瓷相化学稳定性好且具有良好的耐熔融金属腐蚀性能,其与黏结相Ni形成的TiB2-Ni金属陶瓷热膨胀系数与基体的热膨胀系数接近,因此在腐蚀实验中具有良好的热冲击性能,涂层与基体之间不会出现间隙或裂纹以致涂层从基体上剥落的现象。图9(e)为未喷涂涂层的Q235钢试样的断面形貌,从图中可以看到,在熔融铝硅合金腐蚀经过120h后,Q235钢试样的断面处出现厚度较大的呈锯齿状的腐蚀扩散层,并在扩散层中出现了较多的凹坑,这些主要是由于熔融铝液对试样造成直接腐蚀的后果。

图10为TiB2-Ni涂层试样与未喷涂涂层的Q235钢试样在熔融铝硅合金中腐蚀后的XRD物相分析图,从图10(a)中可以得到,腐蚀后的涂层试样的物相与未腐蚀前的物相基本相同,主要物相仍为TiB2和Ni两相,这说明TiB2-40Ni与TiB2-50Ni涂层均未与熔融铝液发生反应生成其他相;而从图10(b)中可以看出,未喷涂涂层的Q235钢试样在进行120h腐蚀后,其表面主要物相为FeAl3,Fe2Al5,Fe2O3和Fe3O4相,结合Q235钢试样腐蚀后的断面形貌图分析可进一步得到熔融铝液与Q235钢中的Fe发生扩散反应生成了FeAl3及Fe2Al5,其中铁的氧化物主要是由于试样高温取出时暴露在空气中被氧化造成。因此综合分析得到,TiB2-40Ni与TiB2-50Ni涂层均具有较好的耐熔融铝硅腐蚀作用。

3结论

(1)采用超音速火焰喷涂方法在Q235基体上制备黏结相含量不同的TiB2-Ni涂层,涂层均具有致密的显微组织,呈典型的叠层状结构,其中TiB2-50Ni涂层显微组织更为致密,孔隙率为0.12%。

(2)涂层中的主要物相与粉末相同,主要为TiB2和Ni两相,其中TiB2-50Ni涂层在喷涂过程中被氧化程度低。

(3)随着黏结相含量增加,涂层显微硬度有所降低,其中TiB2-40Ni与TiB2-50Ni涂层的平均硬度值分别为(643.5±56.8)HV0.3与(597.9±36.1)HV0.3。

(4)TiB2-40Ni涂层在热震后表面出现裂纹,而TiB2-50Ni涂层在热震后微观组织仍致密均匀,在涂层的断面处也未发现裂纹,TiB2-50Ni涂层具有较佳的抗热震性能。

(5)进行120h的熔融铝硅腐蚀实验后,Q235钢断面出现腐蚀扩散层,而经过喷涂后的两种涂层试样能很好地防止熔融铝液对基体的侵蚀,并且以TiB2- 50Ni涂层耐熔融铝硅腐蚀性能最佳。

摘要：以机械合金化工艺制备的TiB2-40Ni和TiB2-50Ni粉末为原料,利用超音速火焰喷涂沉积不同TiB2-Ni涂层,采用扫描电镜、X射线衍射仪研究了涂层的组织和相结构,运用压痕法测定了涂层的显微硬度,通过水淬法测试涂层的抗热震性能,并研究涂层的耐熔融铝硅腐蚀性能。结果表明,TiB2-40Ni和TiB2-50Ni涂层致密,孔隙率分别为1.25%和0.12%;涂层的主要物相为TiB2和Ni;显微硬度值分别为(643.5±56.8)HV0.3与(597.9±36.1)HV0.3;涂层均具有较好的抗热震性能,其中以TiB2-50Ni涂层最佳;经过120h熔融铝硅腐蚀后发现,两种涂层均具有良好的抗熔融铝硅腐蚀性能,TiB2-50Ni涂层试样具有最好的耐腐蚀性能。

超音速火焰喷涂 第6篇

关键词：超音速火焰喷涂,NiCr-Cr3C2涂层,组织结构,摩擦学性能,AISI1045钢

0前言

我国的冶金、煤炭、农机等行业由于摩擦磨损所消耗的零部件用钢每年达数百万吨以上。现有研究证实,零部件的摩擦损伤大多起源于表面及次表面[1,2,3],可见提高零部件表面耐磨性至关重要。超音速火焰喷涂(HVOF)是近些年快速发展起来的一种提高或修复材料表面性能的技术。HVOF特别适合喷涂金属陶瓷涂层,其较快的粒子速度、较低的焰流温度,能有效地抑制碳化物颗粒分解,保证金属陶瓷涂层具有良好的耐磨组织结构。HVOF喷涂金属陶瓷涂层,特别是CoWC、Ni Cr-Cr3C2金属陶瓷涂层以其优异的耐磨性、抗高温氧化性和耐腐蚀性能大幅度提高了零件的使用寿命,在石油石化、航空航天、能源等工业领域得到广泛应用[4,5,6,7]。

目前已有不少对超音速火焰喷涂Ni Cr-Cr3C2涂层摩擦学性能的报道,但对涂层摩擦学性能优越的原因研究得并不深入。本工作综合考虑了涂层的成分、显微组织结构、力学性能等对涂层摩擦学性能的影响,找出了超音速火焰喷涂Ni Cr-Cr3C2涂层摩擦学性能优越的原因,并探究了不同载荷条件下涂层摩擦系数变化规律及磨损机制,以为进一步提高其性能并拓宽工业应用范围提供理论指导及技术支持。

1 试验

1.1 喷涂粉末和基材

热喷涂材料选用球形团聚烧结态Ni Cr-75%Cr3C2复合型粉末,粉末微观形貌见图1。粉末粒径在30~45μm之间,粒度均匀,且大多数为球状结构,保证了较好的流动性。经放大观察,粉末呈多孔形态,这种形态有利于喷涂热量进入粉末内部,保证喷涂粒子具有较好的熔化状态[8]。基材选用AISI1045钢,喷涂前用丙酮进行清洗,并采用16目的棕刚玉进行喷砂粗化处理,以便增加喷涂粒子与基材表面的机械嵌合力,提高涂层与基体的结合强度。喷砂距离为120 mm,喷砂角度为60°~80°,喷砂后基体表面粗糙度为60~100μm。

1.2 涂层的制备工艺

喷涂设备为JP-5000型HVOF系统,用煤油作燃料,氧气作助燃气体,氮气作送粉气体。HVOF工艺制备Ni Cr-Cr3C2涂层的工艺比较成熟,具体参数:煤油流量24 L/h,氧气流量950 L/min,送粉速率160 g/min,喷涂距离360 mm。喷涂层厚400~450μm。

1.3 性能测试

采用SSX-550型扫描电镜(SEM)观察涂层截面的微观形貌,并用其自带的能谱仪分析成分;采用D/MAX-2500型X射线衍射仪(XRD,CuΚα)分析Ni Cr-Cr3C2涂层的相结构;采用JEOL-2010型场发射透射电镜(TEM)从超微观角度分析涂层晶粒结构及成分;在HXD-1000数字型显微硬度计上对试样抛光截面进行显微硬度测定,载荷为3 N。采用XP型纳米压痕仪测定涂层的弹性模量;在MTS万能拉伸试验机上按GB/T 8642-2002测试涂层结合强度。

采用UMT-2MT型摩擦磨损试验机进行室温无润滑摩擦试验,往复式(行程为4 mm),点接触,频率10Hz,时间20 min,载荷为20,40,60 N,摩擦副材料为Si O2。试验后用SEM和OLMPUS 4000型3D形貌观察仪观察磨痕形貌。

2 结果与讨论

2.1 喷涂层的微观结构和相组成

图2为Ni Cr-Cr3C2涂层SEM形貌。从图2可以看出,涂层由明暗两相交替组成,对明暗两相进行能谱分析,得知明相为Ni Cr合金富集区,暗相为Cr3C2碳化物区。从图中还可以看出,涂层组织致密,与基体结合良好,无明显孔隙、粗大裂纹、夹杂等微观缺陷,说明HVOF参数选择合理,能够制备出具有良好组织结构的Ni Cr-Cr3C2涂层。

图3为Ni Cr-Cr3C2涂层的XRD谱。从3可以看出,涂层除含有Ni Cr、Cr3C2相外,还存在少量的Cr7C3相。分析认为,喷涂过程中,局部焰流温度过高,导致Cr3C2相发生分解反应7Cr3C2→3Cr7C3+5C[9],Cr3C2的分解在一定程度上降低了HOVF涂层的显微硬度。此外,衍射峰在40°,45°,52°附近发生了不同程度的宽化,说明Ni Cr-Cr3C2涂层中存在一定的非晶结构,这主要是由于喷涂过程中高温粒子快速冷却所致。

Ni Cr-Cr3C2涂层的TEM形貌见图4。从图4可以看出,涂层至少包含了多晶和单晶区域,对多晶区进行放大观察,粒径在50 nm左右,因此可认定该区域为纳米晶区域,且该区域的电子衍射花样表明其主要成分为Ni Cr合金相,纳米晶的存在同样可提高涂层的显微硬度。对单晶区进行衍射斑点标定和能谱分析,得出该区域主要为面心立方结构,且主要成分为Cr3C2碳化物。Ni Cr-Cr3C2涂层之所以具有较复杂的晶体结构,是因为其存在双相结构。

2.2 涂层的力学性能

图5为Ni Cr-Cr3C2涂层试样的显微硬度曲线。

从图5可以看出:基体显微硬度的平均值为315HV3 N,Ni Cr-Cr3C2涂层的显微硬度的平均值为916HV3 N,即试样表面制备了涂层后,硬度明显提升;涂层的硬度分布比较均匀,这说明HVOF制备的Ni Cr-Cr3C2喷涂层结构致密,质量高。一般来说,材料的硬度愈高,其耐磨性就愈好,即高硬度有利于保证涂层的耐磨性[10]。

图6为涂层各测试点的载荷-位移曲线。由图6可见,所有加载卸载曲线均是非线性的,并且比较光滑,无间断。这说明采用HVOF工艺制备的涂层表面无裂纹生成。3条曲线差别不大,也证明了涂层的力学性能较均匀。根据卸载曲线的斜率得出涂层的折减弹性模量为236.532 GPa,并代入下面公式:

式中,Er为涂层折减弹性模量,Es为Ni Cr-Cr3C2涂层弹性模量,Ei为金刚石压头弹性模量(取1 141 GPa),vi为金刚石压头泊松比(取0.07),vs为被测涂层泊松比(取0.3)。经计算得出,涂层3个测量位置的平均弹性模量值为248.671 GPa。

结合强度是涂层的基本特征之一,能够反映涂层的内聚度的大小和程度[11],对涂层的性能有着重要影响。测得Ni Cr-Cr3C2涂层结合强度为63 MPa,涂层与基体间的结合强度取决于喷涂颗粒与基体碰撞时的行为,HVOF制备的Ni Cr-Cr3C2涂层之所以具有较高的结合强度,是因为在喷涂过程中粉末撞击基体时产生的喷丸效应使涂层内产生压应力[12],从而提高了涂层的结合强度。

2.3 涂层的摩擦磨损性能

图7为不同载荷条件下Ni Cr-Cr3C2涂层摩擦系数随时间的变化曲线。

从图7可以看出,摩擦系数随载荷的增加而降低,且涂层稳态摩擦系数波动范围比较小,大约在0.5~0.7之间。涂层的磨损体积损失随载荷的增大而增加,载荷为20 N时,涂层的磨损体积损失为0.78×10-10m3,40N时为1.17×10-10m3,载荷增大到60 N时,涂层的磨损体积损失增加到1.28×10-10m3。

摩擦系数主要受到摩擦副、载荷、表面粗糙度等因素影响。摩擦过程中,摩擦系数随A/F的减小而减小(A为实际接触面积,F为法向载荷)[13],对于金属陶瓷材料而言,实际接触面积与施加载荷的2/3呈正比关系增长,当载荷增加时,A/F反而减小,故摩擦系数随着载荷的增大而减小。另外,低载荷时,涂层与摩擦副接触,两者之间的微凸体互相咬合,阻碍了摩擦副的相对运动,故摩擦系数较大。随着载荷的增加,作用在涂层表面的压应力增大,致使微凸体产生塑性变形,对摩副之间的粗糙度减小,故摩擦系数变小。综上得出,摩擦过程中摩擦系数随着载荷的增大而减小。

磨损体积主要与施加载荷、磨损距离和材料硬度有关[14]:

式中,VW为磨损体积,H为材料的硬度,μ为摩擦系数,F为施加的载荷,L为磨损距离。对于同一工况,2种材料的H、L不变,相对于F值增加幅度而言摩擦系数μ值降低幅度微小,故F值起主要作用。即材料表面施加的载荷越高,材料的磨损体积越大。

图8为不同载荷条件下Ni Cr-Cr3C2涂层磨痕的SEM和三维形貌。从图8可以看出,载荷为20 N时磨痕较浅,磨损最轻微,主要表现为黏着磨损;随着载荷的增大,磨损程度加深,磨痕变宽变深,磨损量增大,磨痕表面呈现明显的犁沟痕迹,且这些犁沟之间相互平行,并与摩擦副的运动方向一致,这是典型的磨粒磨损的磨痕形貌,即随着载荷的增加,磨损机制过渡到磨粒磨损。分析原因认为,在磨擦开始阶段,部分突出的Cr3C2硬质相颗粒被压入至较软的Ni Cr相中,随着摩擦的进行,产生一定的热量,使涂层与对摩副发生黏着磨损,但随着载荷的增大,涂层表面Cr3C2相周围硬度相对较低的Ni Cr合金相优先被切削,使Cr3C2相暴露于涂层端面,并与对摩副直接接触,导致Cr3C2相从涂层中剥落。脱落的Cr3C2颗粒又为磨粒磨损提供磨料,形成“三体”磨粒磨损致使涂层磨痕出现犁沟。

3 结论

(1)利用超音速火焰工艺在AISI1045钢表面制备了Ni Cr-Cr3C2涂层。涂层中主要含有Ni Cr、Cr3C2、Cr7C3等物相。涂层晶体结构复杂,含有单晶、纳米晶区域,还含有少量非晶相。Ni Cr-Cr3C2涂层具有较致密的微观组织结构和较低的孔隙率,涂层的显微硬度为916 HV3 N,弹性模量值为248.671 GPa,结合强度值为63 MPa。

超音速火焰喷涂 第7篇

汽轮机叶片是将蒸汽的热能转换成机械能的重要部件, 可以说是汽轮机的心脏部件, 同时也是汽轮机事故多发的关键部件, 它的安全可靠性直接关系到汽轮机组的安全与经济运行。现代火力发电厂装机容量越来越高, 叶片高度和蒸汽参数也越来越高, 其工作条件也越来越恶劣, 为了保证汽轮机组安全稳定运行, 我们必须十分注重对汽轮机叶片的保护。

2012年3月, 在4号机组的A级检修中, 新疆玛纳斯电厂 (以下简称玛电) 对汽轮机低压缸末级叶片实施了超音速碳钨镀膜保护, 以提高其抗水蚀性能。下面将对超音速喷涂保护工艺进行详细介绍。

1 机组运行状况

玛电6台汽轮机组运行时间长短不一, 其中#1、#2、#3、#4机组投产时间18年, #5、#6号机投产时间14年。#1、#2、#4号机分别于1999年、2000年、2001年进行了增容改造, 但是所有机组 (包括增容改造的1、2、4号机) 在A级检修中都发现低压缸末级、次末级叶片进汽边靠近叶顶部分出现无数个蜂窝小坑, 有的进汽边甚至变成了锯齿形。这些都是由水蚀作用造成的, 水蚀坑深度一般达到1~2 mm, 严重的机组水蚀坑深度甚至超过2 mm。

2 水蚀现象的原因分析

水蚀是蒸汽中分离出来的水滴对叶片造成的一种机械损伤。高温高压的新蒸汽在汽轮机各级叶轮做完功后, 温度、压力大为降低, 湿度明显增大, 从湿蒸汽中分离出来的水分依靠惯性、漩涡扩散、漩涡撞击等作用在隔板静叶片上, 集结起来形成水膜。由主汽流作用将水膜撕裂, 形成水滴。由于水滴的速度远低于蒸汽的速度, 因此在进入动叶片时就会撞击叶片入口侧背弧, 而且叶顶圆周速度越高, 水滴撞击叶片的速度也越高。这就是汽轮机低压转子次末级、末级叶片靠近叶顶处发生水蚀造成叶片呈蜂窝状的原因。

100 MW汽轮机组末级叶片长度为665 mm, 末级叶轮最大直径2 665 mm。正常运行时, 末级叶轮叶顶处线速度达到418.6 m/s。叶片以此高速长期频繁撞击水滴, 所受损伤非常大。由于水蚀严重, 叶片靠顶部分厚度变薄, 强度、刚度减弱, 而次末级、末级叶片由于直径大, 速度高, 叶片产生的离心力巨大, 当叶片水蚀严重到一定程度, 叶片的强度不足以抵消离心力产生的拉应力, 将会造成叶片损伤、断裂, 严重影响机组安全运行。另外, 水蚀的产生, 使蒸汽在叶轮流道内阻力增大, 汽轮机机械损失增大, 降低汽轮机效率。

3 解决水蚀现象的措施

解决叶片水蚀问题一般有两种方法:一是减少破坏因素, 二是增强防御能力。减少破坏因素主要是减少蒸汽的湿分以及降低水滴对叶片的作用力等。如增加去湿装置、改善汽动设计等。

针对玛电上述问题, 上海某公司提供了汽轮机叶片超音速喷涂保护工艺。其原理就是采用洁净、高压的蒸汽与热焓值大的丙烯气体及高压氧气, 通过特殊设计的喷枪, 以6 000 m/s的速度产生高速气流, 在氮气保护下, 金属陶瓷微粒被注入燃气流内加速, 形成致密的金属陶瓷保护层。由于粒子的飞行速度很高 (达到750 m/s) , 粒子目数、温度很低, 因此金属陶瓷保护层具有结合强度高、空隙率低、氧化物含量少等特点。该方案针对汽轮机低压转子叶片水蚀发生的机理, 采用美国DELORO STELLITE公司生产的JK135金属陶瓷微粒, 其具有优越的耐高温氧化、耐汽蚀性能, 粒子数目为325/D。其黏合强度可达65 MPa以上, 致密度超过99%, 可以有效防止叶片水蚀的发生。

4 具体施工方案

2012年3月, 在该公司4号机组A级检修中, 由施工单位西安某公司对4号汽轮机末级叶片进行了超音速喷涂保护。具体施工方案如下:

4.1 施工前准备工作

4.1.1 搭建工作棚

4号汽轮机解体后, 待修前测量工作结束, 将汽轮机低压转子吊至4、5号机0 m空旷位置, 现场搭建专用工作棚, 避免噪音及粉尘影响正常工作。

4.1.2 确定具体保护部位

根据叶片水蚀状况, 结合施工人员经验, 确定了具体的喷涂保护部位。即:低压转子末级叶片进汽边的凹弧侧和背弧侧宽度均为28 mm, 从叶顶开始向叶根方向长440 mm的区域为喷涂保护部位。

4.1.3 区域隔离

由施工人员制作喷涂挡板, 将转子上不需喷涂的部位隔离, 避免对非喷涂区域造成影响。

4.1.4 连接管路, 调试设备

电厂配合施工人员办理好压缩空气联系单并连接好压缩空气管路。

4.2 施工过程

4.2.1 喷涂区域进行毛化处理

喷涂前进行表面毛化处理是为了消除叶片表面疲劳层及氧化层, 增加叶片与涂层的结合强度。毛化处理采用压缩空气 (使用专用过滤器进行去油、除水, 以防止对喷涂区域造成污染) , 将36号棕刚玉砂高速喷射到喷涂区域表面, 将其表面打毛。

4.2.2 对喷涂区域进行清洗

采用专用清洁液, 反复清洗叶片喷涂区域表面, 出去油污及其他杂质, 以保证涂层质量。

4.2.3 喷涂试样

整定各种气体参数和送粉参数后, 在试样上进行喷涂, 检测试样合格后, 准备喷涂。

4.2.4 喷涂

采用美国DELORO STELLITE公司的JET-KOTE超音速喷涂系统, 使用JK3000型喷枪, 将金属陶瓷微粒注入喷枪喷出的高速燃气流内加速, 形成高动能粒子束, 喷射到叶片喷涂区域表面, 形成致密金属陶瓷保护层。

4.3 施工质量

超音速喷涂在ISO质量体系中, 属于特殊工艺, 其涂层性能是靠选用的设备、材料、过程控制及操作人员的规范化操作来保证的, 不能通过传统的检验方法来进行质量评定。据施工单位提供的资料可知:涂层厚度0.10~0.15 mm, 黏合强度≥65 MPa, 致密度≥99%。叶片喷涂时, 喷涂保护区域内的温度控制在120℃内, 喷涂区域以外均用挡板遮盖。经检查, 叶片无变形, 喷涂后叶片频率测试合格, 叶片力学性能未受到损伤。

涂层厚度均匀, 每一个叶片上的喷涂位置和喷涂面积相同, 末级叶轮上各个叶片上新增质量大小、位置相同, 不影响叶轮动、静平衡。开机前做动平衡试验合格, 开机后机组振动在质量标准范围内。

5 结语

汽轮机末级叶片经过超音速喷涂保护后, 形成的涂层结合强度高, 具有特殊的耐磨、抗水蚀性能, 对保护汽轮机叶片、延长其使用寿命具有较好的效果。

参考文献

[1]周礼泉.大功率汽轮机检修[M].北京:中国电力出版社, 1997