超音速等离子喷涂主要特点是借助于超音速等离子体射流，可将人射其中的喷涂粉末熔融粒子被加速到音速以上(根据粒子的密度、尺寸和形状不同，速度大致在400^1000 m/s)}'}。由于粒子飞行的速度相对于传统等离子喷涂(一般粒子速度低于音速)大幅提高，使得形成涂层的致密性和结合强度显著提高
但是，由于粒子飞行速度的加快，在高温等离子射流中的加热时间相对缩短，对于喷涂高熔点陶瓷材料、难熔合金和一些金属间化合物则提出了更高的工艺要求。本文在第一代超音速等离子喷涂系统
的基础上，通过加大电弧功率，改进单阳极拉伐尔喷管压缩孔道，加强对电弧区段的机械压缩和加速，进一步提高了射流能量密度、速度和加热效率[C27;同时，针对不同喷涂材料，采用了不同的内送粉结构，保证喷涂粉末输送到等离子弧的适宜温区，达到相适应的熔化程度。由于超音速等离子体射流刚性大、速度快，对人射粉末熔滴易粘附在相对“冷”的喷管内壁造成的粘嘴、堵嘴问题有显著改善，同时周围空气对惰性等离子射流中熔滴材料的氧化和污染程度也大为减轻，形成了相对“洁净”的涂层〔，一们。本文介绍了采用最新开发的第二代超音速等离子喷涂系统(HEPJ-II)制备的几种典型陶瓷涂层的组织
结构特点。
1实验内容
图1与表1分别为喷涂界目前常用的几种陶瓷粉末材料的SEM形貌和标称成分。1. 2喷涂工艺优化与试样制备图2与表2分别显示了超音速等粒子喷涂的特点和经优化后不同涂层的喷涂参数。
2实验结果分析
采用扫描电镜(TESCAN一一VEGA - IIX-MU)，能谱仪(INCA- AE350AE350 )，高分辨透射电镜(JEM-2100E)和X一射线衍射仪(X'PERT-PRO)等分析手段，对新一代超音速等离子喷涂(HEPJ-III制备的上述涂层试样组织结构进行了分析与表征。
2.1 HEPJ-II制备纳米结构YSZ梯度热障涂层
图3显示了HEPJ-II超音速等离子喷涂制备的“Nano- ZrOz”梯度复合涂层的SEM断面形貌和透射电镜分析。图3a显示出采用“双通道、双温区”(参见图2b)超音速等离子喷涂制备的Nan。一Zr0:复合涂层呈现了良好的连续梯度分布，且合金相(NiCo-CrAIY)和陶瓷相(Nano - ZrOz)都熔化良好，结合紧密(图3b)。但相对而言，在表2设定的功率条件下，随着厚度的增加，涂层中纳米晶Zr0:陶瓷组分也逐渐增加，涂层中的孔隙似乎也呈增多的趋势(图3a)。由图3b也可看出，一些较粗大的陶瓷沉积粒子显然熔化不充分而导致疏松多孔。这一点和常规的微米级Zr0:陶瓷涂层(如本文后面将描述的Starck827或Metco205氧化错系列涂层)还是有较大差距的。这一方面是由于本文所使用的由纳米晶造粒团聚后的球形粉末粒径相对较大(如图la所示粒径约60^80 }cm)，加之纳米陶瓷相导热性差，熔融困难，需要更大的超音速等离子喷涂功率(由于HPEJ-II设计的最大功率为100 kW，可以考虑将喷涂功率进一步从目前表2所示的约71 kW提高到80 kW以上)。但总的来说，图3所示的纳米梯度结构热障涂层组织结构和初步的性能测试效果还是明显优于普通等离子喷涂的，有关涂层的热障性能和热循环稳定性的深化研究正在进行中Cs7
图3。和3d分别为Nano - Zr02 /NiCoCrAIY复合涂层的透射电镜(TEM)明场像和暗场像，以及相应的纳米Zr0:相与合金相的电子衍射花样。表明纳米Zr0:粉末经大功率(约71 kW)的超音速等离子射流加热(图2。所示约2 7000C)熔融，并以约750 m/s(图2c)的两倍音速喷射到基体，急速冷却后，仍然保持大量的约20 ^} 50 nm的纳米晶组织，且相对稳定。其中梯度复合层中的金属和陶瓷相界面分明，结合良好，基本未发生有害界面反应。这些对于开发高性能的热障涂层系统具有重要意义。
2. 2超音速等离子喷涂制备双层结构YSZ热障涂
层和CrZ仇陶瓷涂层 图4为HEPJ-II超音速等离子喷涂和传统Met-co9M system喷涂普通微米级粉末(20 ^-70}cm)制备的"Y一ZrOz / NiCoCrAIY" < Starck827. 054/ Starck415. 1)双层结构热障涂层的SEM断面形貌，图5为超音速等离子喷涂制备的Cr2以<105F)陶瓷涂层的SEM形貌。
对比图4a ^} 4c与4e-}-4d显示的Y - ZrOZ/NiCoCrAIY涂层低倍到高倍SEM断面形貌可看出，超音速等离子喷涂陶瓷粒子熔化充分，涂层的片层状结构致密，气孔率(400 X金相灰度法统计标准约0.6500)明显小于常规等离子喷涂的气孔率(约5. 5%} Cs7。
图5显示出HPEJ-II制备的Cr2 03陶瓷涂层十分致密，400 X金相灰度法统计标准测得的涂层断面孔隙率小于。.3500;用IIMT - 3型显微硬度计在在涂层断面0.3X0.8 mm“选区内测得12个点的平均硬度值为HVo,21230。这些数据显然优于普通等离子喷涂的Cr2 O:陶瓷涂层指标。
2. 3超音速等离子喷涂制备Ce0:一YSZ/1}'iCo-
CrAIYTa梯度热障涂层 6为采用国内外首创的“双通道、双温区”超音速等离子喷涂由CeOz和矶q复合稳定的Ceq一Yzq一rq/NiCoCrAIYTa(Metco205/Metco997)梯度功能热障涂层(FG- TBCs) SEM断面形貌。其中图6e^-6d为采用Metco9M system的预先混合、枪外送粉方式获得的梯度TI3C断面形貌。图6e-V 6d可明显看出采用将金属和陶瓷粉末按涂层厚度增加预先混合成不同配比后，通过枪外送粉的传统等离子喷涂制备梯度TBCs的方法，很难解决高熔点陶瓷熔化不足或低熔点合金过熔和严重氧化等问题。图6e,6f显示出涂层中孔隙较多，且大多是由于陶瓷粉末熔化不足而存在于陶瓷相中(图中浅灰色区域)。相对而言，图6a,6b则显示出采用最新开发的“双通道、双温区”超音速等离子喷涂(参见图2b显示的原理示意图)技术，通过枪内送粉方式，把高熔点陶瓷和低熔点合金分别输送到等离子焰流的不同温区，获得了非常细密的连续梯度分布的FG- TBCs系统(图6a)。而从图6b,6c。可看出，陶瓷相和金属相都得到了良好的熔融效果。陶瓷相十分致密，合金相也没有出现过熔和严重氧化现象。
图6f还可明显看出，喷徐中形成的合金变形颗粒周围都有一圈灰白带，经电子探针分析，这一圈主要以Cr } Ni和C。的多种氧化物为主川，说明由于常规等离子喷涂射流速度慢、刚性小，周围空气容易卷人;另一方面喷涂粒子飞行速度慢，在射流中加热时间长，这些都使熔融金属粒子的表面容易形成氧化膜，而这种“一次氧化膜”(区别于涂层在后续使用过程中新生长的氧化物)对热障涂层的韧性和高温服役下的热稳定性都是十分有害的。相比图6f，图6。的合金区边缘则基本观察不到“灰白带”，说明超音速等离子喷涂合金粉末的氧化现象远远小于传统等离子喷涂。这主要是由于超音速等离子射流速度快、刚性大，周围气体对射流影响小，同时粒子在射流中的停留时间也大大缩短。
Zr02/NiCoCrAIY梯度复合涂层，对涂层微观组织结构分析表明，涂层中保留了较多的20 ^" 50nm的
纳米晶粒，并与熔融金属相结合紧密，且界面分明，表明基本未发生有害界面反应，有利于提高热障涂
层的韧性、抗冲击能力、高温稳定性和隔热效果。本文在试验过程中发现，对于超音速等离子喷涂，经造粒后的纳米粉末在10 ^- 45 }cm粒度范围内有一个较合理的分布，可有效改善喷涂后的涂层组织，提高涂层表面光洁度，同时粉末成分设计还可以更加丰富多样，这些对于开发新一代热障涂层系统具有广
阔的想象空间;
(2)超音速等离子喷涂速度快，粒子熔化充分，可以获得高结合强度、高致密性的陶瓷涂层。由于采用了内送粉方式，有效利用了高能等离子体射流的热烩，提高了热效率，从而显著提高了涂层的沉积
效率。值得一提的是，传统的观念往往依靠陶瓷涂层的“疏松”和损失强度来获得一定孔隙率的热障效
果，但是最终将降低涂层的可靠性。更好的思路是，在致密化涂层中通过“人为造孔”来获得最佳的孔隙率，而同时保证涂层足够的强度和抗热震性能。超音速等离子喷涂使我们有可能实现这一目标; (3)“双温区、双通道”内送粉的超音速等离子喷涂新工艺，突破传统的等离子喷涂方法制备梯度涂层时难以解决的高熔点陶瓷熔化不足或低熔点合金过熔、严重氧化的技术瓶颈，获得了金属和陶瓷都融化良好，非常细密、连续分布的梯度功能热障涂层系统(FG - TBCs )，显示出比普通双层或多层结构TBCs系统具有更好的热匹配和热应力缓冲功能，同时也具有更好的抗热震、抗高温氧化能力和热稳定性，为进一步开发高性能的FG - TBCs系统，展现了良好前景。
参考文献略
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