底层对封严篦齿耐磨涂层抗热震性能的影响

张志远，苗小锋，吴超，刘通，刘建明，张鑫

（1.中国航发南方工业有限公司，株洲 412002；2.矿冶科技集团有限公司，北京 100160）

0 引言

篦齿封严作为一种结构简单、性能良好的封严技术广泛应用于各类燃气轮机、涡轮机、蒸汽机等封严装置中，在上世纪30 年代首次应用于蒸汽机中的篦齿封严，对燃油气的流失泄漏起到了有效的阻隔作用，降低能耗的同时提高了机械的工作效率[1]。篦齿封严结构是一种使用寿命长，效率高的非接触式封严结构，它通过减小蓖齿尖与封严环面之间的间隙和增加齿腔通道中的涡流流阻，消耗气流动能，达到减少泄漏的目的。在航空发动机中，为减少密封泄漏，往往采用小间隙设计，篦齿尖与封严面之间的间隙应尽可能地缩小。然而在发动机运行过程中，会发生转子与静子部件的振动偏移、转子在高速旋转离心力作用下的叶片伸长以及轮盘的不均匀热膨胀和轴承的热变形均会引起封严结构转静子间的碰磨和磨损，从而造成间隙增大伴随泄漏量增加。同时不稳定振动发生的磨损不仅加剧这一现象，还会产生磨粒击打损坏涡轮叶片，使发动机性能衰退[2,3]。而为了保证在发生摩擦时封严结构能正常稳定工作，其静止的衬套一般设计成可磨耗的，主要类型有可磨耗材料涂层、复合毡、金属蜂窝等[4]。为了增强篦齿表面的高温耐磨性能，保护齿尖不易受热摩擦变形或疲劳裂纹的影响，在篦齿表面一般采用Al2O3等高温抗氧化耐磨涂层进行防护[5]。转子在工作条件下高速旋转磨削静子表层的牺牲涂层或金属蜂窝进行间隙控制和气路封严，因此必须具有良好的工况适应性，避免转子表面涂层的磨损不均匀和涂层脱落发生[6,7]。

大气等离子喷涂(APS)是喷涂氧化铝基陶瓷粉体最常用的技术，可以将喷涂粉末加热至熔化或熔融状态，在等离子射流加速下获得很高的温度和速度，喷射到基材表面形成涂层，近几十年来等离子喷涂技术广泛应用于工业生产中[8]。基于Al2O3和NiAl 金属陶瓷的涂层是抗高温腐蚀和磨损的极佳选择[9]，等离子喷涂的NiAl/Al2O3粉体，由70 wt.% 的Al2O3粉末和30 wt.% 的NiAl 粉末通过机械混合工艺复合而成，涂层具有良好的结合强度、耐磨、耐热性能和开裂韧性，可应用于篦齿耐磨防护涂层。NiAl/Al2O3热喷涂层的性能特点包括具有比纯氧化铝更致密的结构以及更好的耐磨性、抗冲击性和热循环性，能有效改善基材的耐热性、耐磨性和耐腐蚀性[10,11]。目前航空发动机中部分封严篦齿主动磨削涂层使用的是未经打底的NiAl/Al2O3热喷涂涂层，因此要求在高温下使用的NiAl/Al2O3金属陶瓷涂层具有良好的耐热冲击性，因为涂层的剥离会给实际应用带来严重问题[12]。

铝包镍复合粉末在等离子喷涂过程中，镍和铝会在高温作用下发生剧烈的自粘结放热反应，生成镍铝间金属化合物，使之与基体发生形成轻微冶金结合，具有良好的抗高温氧化、抗热冲击以及基材适配性能，广泛应用于高温环境下金属/陶瓷、可磨耗涂层的打底层[13]。NiAl/Al2O3金属陶瓷复合粉体虽含有部分的镍包铝复合粉体相，在喷涂过程中也会发生自粘结放热增强涂层与基体的结合，但是仅仅让其作为面层而不采取双层打底的模式究竟会对其高温抗热震使用寿命产生怎样的影响正是本文需要解决的一个问题。篦齿封严结构在发动机中长期处于高温磨损、氧化以及冷热交替热冲的工况下，本文主要采用铝包镍复合打底粉，对GH4149 镍基高温合金进行打底和未进行打底的试验，研究两种方式的工作层在高温下的抗热震行为，对实际生产具有重要指导意义。

1 试验

1.1 涂层的材料与制备

本文采用GTV F6 等离子喷涂设备在GH4169 镍基高温合金基体(Φ25×5 mm)上喷涂金相试样、结合强度试样以及热震试验试样，试样尺寸为Φ25×5 mm 的圆片型试样。打底层选用矿冶科技集团生产的镍包铝粉末（牌号为KF-6），底层厚度为0.1～0.15 mm，面层材料为矿冶科技集团研制的NiAl/Al2O3金属陶瓷粉体，面层厚度为0.2～0.25 mm。在喷涂前，需用丙酮或酒精对试样表面进行除油、除锈超声清洁处理，干燥后再对试样表面进行喷砂粗化处理，以增强涂层与基体的机械嵌合，将进行打底和未打底的涂层分别记为Bond +Top coating 涂层和Top coating 涂层。大气等离子喷涂(APS)工艺参数如表1 所示。

表1 大气等离子喷涂工艺参数Table 1 Air plasma spraying process parameters

1.2 微观结构表征

采用扫描电子显微镜(HITACHI，SU5000)对制备出的NiAl/Al2O3粉体进行直观观察，以确定其形态、尺寸及组成，采用其配备的EDS能谱对粉末截面微观状态进行了面扫描元素分布测试。喷涂后的涂层表面和截面、Bond+Top coating 涂层和Top coating 涂层热震试验后的表面和截面同样使用扫描电镜观察微观组织，以确定涂层中可能出现的裂纹等缺陷。涂层的孔隙率及组分物相分布采用Image J 软件对拍摄的不同部位扫描图片进行统计分析；采用X 射线衍射仪(XRD BRUKER,D8 ADVANCE) 表征喷涂粉末和涂层的物相，单色KαCu(1.54056Å)作为40 kV 和40 mA 的辐射源，以10°～90°的角度间隔记录了衍射图，步长为Δ(2θ)=0.04°，步长间隔0.1s。

1.3 涂层力学性能检测

采用ZERZUS 710RS 洛氏硬度计，参照HB5486 标准，使用HR15N 标尺进行涂层硬度测试，每个样品测试5 个点，每个点保压时间5s，测试涂层的表面洛氏硬度。样品分别为Bond+Top coating 涂层和Top coating 涂层以及热震试验后Bond +Top coating 涂层和Top coating 涂层。涂层的结合强度选用拉伸-剥离试验法进行测定，对接件分别为喷砂完的样件和喷涂涂层的样件，对接件粘结使用结合强度高于70 MPa 的E-7 环氧树脂固体胶在190℃下进行充分熔融固化粘结。结合强度值被确定为最大载荷(N)与样品横截面积(mm2)之比，每种涂层测量五组，结合强度取其平均值。采用WDW-100A 型电子万能试验机进行拉伸试验，拉伸件保持在垂直的方向上，试验载荷连续且均匀地施加，拉伸速率为1 mm/min。

1.4 涂层抗热震性能试验

采用水冷热震的方式测试涂层的抗热震性能，将喷涂好的Bond+Top 涂层和Top 涂层各取3 片放入650±5℃的马弗炉中，试样保温5 min后取出放入常温去离子水中水冷2 min 为一次循环。采取如此的循环方式，观察记录每次水冷热震循环后涂层的表面形态，如发生超过总面积1/3 的涂层脱落或者大面积龟裂，即视为涂层的热震失效[14]，记录循环试验次数为涂层的抗热震失效次数，以此判定热震性能。

2 结果与讨论

2.1 粉体和涂层的微观结构

底层用粉选用的是铝包镍粉，粉末形貌图如图1 所示。图1 (a)中可以看出粉体整体上近球形，图1 (b)中显示细粒径的铝粉包覆在大颗粒的镍粉表面，该种颗粒结构能够在高温下发生自粘结放热反应，释放的热量有利于喷射熔滴撞击基体表面时的变形与铺展，从而形成具有微区扩散层结合的自粘结涂层，增强与基体间的结合。

图1 打底层用铝包镍粉末：(a)低倍；(b)高倍Fig.1 Aluminum-clad nickel powder for bond coating:(a) low magnification;(b) high magnification

NiAl/Al2O3粉体的XRD 和SEM 如图2 所示。图2 (a)中粉体的XRD 分析图谱中可以看出主要峰对应于Al2O3相，而其它显示峰主要与Ni、Al以及金属间化合物NiAl 相有关。图2(b)是金属陶瓷粉末的表面形貌图，根据衬度的差异对比可以区别出深灰色不规则棱角状粉体为Al2O3陶瓷相，而高亮泽近球形粉末为NiAl 金属相。此外，通过对粉末的剖面进行EDS 面扫描元素分布表征发现NiAl 金属粉末是具有核-壳分布的特殊结构，其中核由Al 相组成，壳主要由Ni 相组成，SEM 显微照片和EDS 组成分析如图2(c)和(d)所示。

图2 NiAl/Al2O3 粉体的表征：(a) XRD 图谱；(b) SEM 表面形貌图；(c) 粉末剖面背散射图；(d) 粉末剖面的面扫图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

图3 是喷涂后涂层的物相图谱和对应两类涂层的微观形貌。图3 (a)和(b)中分别采用XRD对涂层进行了物相表征，以观察APS 喷涂沉积后粉末物相的变化，由于镍粉熔点高，铝粉的熔点相对较低，在铝粉熔化温度附近会发生反应，固相的镍粉与处于液相的铝发生剧烈的反应，生成NiAl 金属间化合物并释放出大量的热量。这种化学反应热，增大了热喷涂焰流的热熔值，提高了喷射粒子的温度，并对基体的薄层表面补充加热，提高了基体薄层表面的温度，有利于喷射熔滴撞击基体表面时的变形与铺展，从而形成具有微区扩散结合的自粘结涂层。由图3 可见，涂层整体上物相并没有发生大的改变，主要是Al2O3相和NiAl 金属间化合物，观察到微弱的NiO 峰出现，而Al 元素的氧化仍以Al2O3的形式出现，这是由于NiAl 相在大气等离子火焰中发生了轻微氧化。因为X 射线的穿透深度在十几纳米左右，底层对涂层物相没有任何影响。

图3 NiAl/Al2O3 涂层的表征：(a) Bond+Top 涂层XRD 图谱；(b) Top 涂层XRD 图谱；(c) Bond+Top 涂层背散射图，×100；(d) Bond+Top 涂层背散射图，×500；(e) Top 涂层背散射图，×100；(f) Top 涂层背散射图，×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

图3 (c)和3 (e)是分别是Bond+Top 涂层和Top 涂层的背散射图，图中可以看出图3 (c) 底层的厚度为100 μm 左右，两者面层的厚度在240 μm 左右，两者涂层的界面结合均良好。图3 (d)和3 (f)均是两者面层的放大图，利用背散射衬度的差异可以明显的区别出金属相和陶瓷相，金属区域主要是Ni，陶瓷区域是Al2O3，金属相主要呈条带状分布在Al2O3相中，金属相与陶瓷相的有机结合，很好地保证了沉积片层的结合。

NiAl/Al2O3涂层的孔隙率如图4 所示。图4 (b)是将4 (a)图中的扫描电镜图片经过Image J 软件处理后的孔隙率比例图，黑色是统计出的微孔以及涂层沉积结合处的微裂纹等缺陷，计算出面层的孔隙率为4.45%；图4 (d)是同样是将4 (b)图中的图片经过Image J 软件处理后的孔隙率比例图，计算出面层的孔隙率为4.73%，两者涂层的孔隙率差异较小。陶瓷相与基体金属热膨胀差异较大，涂层含有一定量的金属相成分不仅能够降低涂层的孔隙率，还有效地改善涂层与基体的热膨胀适配性能。

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

2.2 涂层的力学性能

图5 是制备态Top、Bond+Top 涂层以及热震试验后两种涂层的硬度折线图及结合强度。图5 (a)可知，制备态的Top 涂层的洛氏硬度高于Bond+Top 涂层，热震试验后，Top 涂层的洛氏硬度仍然高于Bond+Top 涂层，这主要归因于打底层的影响，打底层的硬度低于面层的硬度，压头在向下挤压的过程由于打底层喷涂过程中层层叠加而产生的微孔隙会造成对面层的支撑不足，压痕深度会相应提高，造成硬度降低的现象，并不能反映面层的真实硬度。两类涂层中热震后的硬度均高于未热震的涂层，主要是由于淬冷后涂层的硬化而导致。图5 (b)是两种涂层的结合强度，0.1mm 打底层的结合强度高达45.59±4.39 MPa。Bond+Top 涂层的结合强度为22.59±1.18 MPa，而Top 涂层的结合强度为18.04±1.86 MPa，底层提高了面层与基体的结合强度。

图5 (a) Bond +Top、Top 涂层制备态及热震后的硬度；(b) Bond +Top 和Top 涂层的结合强度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 涂层的抗热震性能

图6 是Top、Bond +Top 涂层在650℃水冷热震后的宏观光学照片。水淬冷的热震方式相比较风冷热震来说试验条件更为苛刻，通常来说自然状态下的风冷热震的热循环寿命更高[15]。图6 (a)是Top 涂层经历了19 次水淬热震后的宏观形貌，3 块试验样品的涂层脱落都不是整体脱落，但脱落面积均超过了1/3，达到了涂层热震失效的标准。涂层表面还能观察到裂纹的显现，裂纹的产生是涂层开始剥落分离的主要原因。图6 (b)是Bond+Top 涂层650 ℃水淬热震50 次后的宏观形貌，3块试验样品的涂层表面基本未发生变化，仅仅在涂层边缘发生了轻微脱落，涂层远未达到失效，表现出良好的抗热震性能，表明打底层对提升面层抗热震性能有显著影响。

图6 试样650 ℃热震后的光学照片：(a) Top 涂层；(b) Bond +Top 涂层Fig.6 Optical photos of samples after thermal shock at 650 ℃:(a)Top coatings;(b) Bond +Top coatings

图7 是Top、Bond +Top 涂层在650 ℃热震后的截面扫描图。图7 (a)中可以看出Top 涂层的内部会在热应力作用下产生平行于基体的裂纹，裂纹主要产生在Al2O3陶瓷相内部；图7 (b)中显示的裂纹主要存在于基体与面层之间，这种裂纹的产生是涂层剥落的重要原因，裂纹产生后继续扩展以致涂层的脱落。而裂纹的产生是由于涂层与基体之间存在热膨胀差异，热震时两者之间的热应力会出现集中，只能从结合较弱的界面进行释放[16]。图7 (c)和(d)中并没有出现明显的界面裂纹，能够观察到部分的微裂纹，面层与打底层以及打底层与基体依然保持着良好的结合，可以继续进行水冷热震试验。微裂纹仍主要存在于Al2O3陶瓷相内部，原因仍是陶瓷导热性能差，热应力过于集中。铝包镍打底层在面层与基体之间起过渡作用，减弱热震过程应力对涂层的冲击，增大涂层与基体的热膨胀性能匹配度，阻止或延缓界面大裂纹的萌生与扩展，从而抑制了涂层的剥落失效，提高了涂层的抗热震性能。

3 结论

(1) 在采取未打底和打底的情况下，NiAl/Al2O3涂层界面结合良好，涂层截面组织物相均匀致密，面层孔隙率基本相当；涂层的表面硬度受底层基体效应的影响略有差异，涂层的结合强度在打底的情况下得到显著提升。

(2) 在无打底层的情况下，面层经历19 次循环热震后，涂层就会发生大面积脱落，表面产生裂纹，涂层达到失效状态；在采取铝包镍粉体打底的情况下，涂层的抗热震性能明显提升，面层经历50 次循环热震后仅仅边缘发生轻微脱落，涂层未发生失效，主要原因是底层的热膨胀系数介于基体与面层的热膨胀系数之间，大大缓和了面层与基体之间的热膨胀匹配性，提高了面层的抗热震寿命。