超音速火焰喷涂CoCrAlYSi-hBN涂层组织和性能

张 昂,王长亮,王天颖,高俊国,郭孟秋,崔永静,田浩亮

（中国航发北京航空材料研究院 航空材料先进腐蚀与防护重点实验室，北京 100095）

CuNiIn涂层体系是目前广泛使用在航空发动机榫头/榫槽接触面的一种抗微动磨损涂层[1-4]。而随着对发动机性能要求的不断提高，CuNiIn涂层已经无法满足发动机叶片工作需求。原因是：（1）风扇/压气机叶片的实际工作温度可达 600 ℃，CuNiIn涂层需在350 ℃以下工作才能保持涂层本身稳定；（2）CuNiIn涂层一般与固体润滑膜结合使用，初始能够提供低摩擦因素，但随着工作时间的延长，固体润滑剂被消耗，涂层与叶片榫槽间的摩擦因素增大，导致抗微动磨损效果下降；（3）榫头CuNiIn涂层与榫槽钛合金工作面磨损时，榫槽钛合金会被涂层磨损而移除，导致榫槽与榫头的接触面形成凹坑，凹坑可能导致叶片的卡住，而且在极端情况下，可能导致叶盘过早疲劳失效[5-7]。因此，新型的叶片榫头/榫槽抗微动磨损涂层亟需开发和研究。

国内外对抗微动磨损涂层研究较多，如WCCo类硬质涂层等[8]。但由于叶片榫头/榫槽结构的特殊性，只能在榫头工作部位喷涂涂层，所以涂层要求具有抗微动磨损性能，但又要足够“软”，不能对榫槽钛合金造成磨损。研究表明CoCrAlYSihBN具有优异的抗微动磨损性能，可以作为榫头/榫槽抗微动磨损的防护[9-10]。CoCrAlYSi为主相，软硬适宜，具有良好的抗氧化性能，工作温度能达900 ℃；hBN作为润滑相，进一步降低涂层与钛合金的摩擦系数[10-15]。但目前对CoCrAlYSi-hBN涂层喷涂工艺的研究很少报道。

MCrAlY（M 为 Co，Ni或 Co+Ni）涂层普遍采用等离子喷涂制备[16-19]，近年也有文献报道采用超音速火焰喷涂制备MCrAlY涂层[20-23]。相对于等离子喷涂工艺，超音速火焰（HVOF）喷涂可以在不过分加热粒子的前提下就能使粒子获得很大的动能，火焰速率可达到5倍的音速，获得的涂层孔隙率和氧化物夹杂低，具有高的结合强度[24]。所以，相比等离子喷涂，HVOF喷涂工艺可以获得更高质量的涂层。

本研究采用超音速火焰喷涂技术制备CoCrAlYSi-hBN涂层，研究燃气流量和喷涂距离对涂层组织与性能的影响。

1 实验材料及方法

1.1 涂层制备

喷涂粉末采用CoCrAlYSi和h-BN的机械混合粉末，其主要化学成分含量见表1。对喷涂粉末的形貌进行扫描电镜观察，对粉末化学成分进行能谱分析。喷涂粉末形貌见图1，球形颗粒为CoCrAlYSi金属合金，粒度分布在8~45 μm之间，衬度较深的片为 hBN，粒度分布在 50~229 μm之间。

表1 CoCrAlYSi-hBN 粉末化学成分（质量分数/%）Table 1 Chemical composition and content of the CoCrAlYSihBN powder （mass fraction/%）

图1 CoCrAlYSi-hBN 粉末形貌Fig.1 Morphology of CoCrAlYSi-hBN powder

采用IRB4600六轴机械手控制DJ2700超音速火焰喷涂设备制备涂层，丙烷和氧气为燃料，压缩空气为枪体冷却气体及助燃气体，氮气为送粉气体。试样基体材料选用钛合金，喷涂前对基体表面采用丙酮或酒精清洗去油、除污，随后进行喷砂粗化处理，喷砂选用46目白刚玉，喷砂压力为0.3～0.5 MPa。喷涂工艺参数见表2，送粉压力和压缩空气恒定，通过改变燃气（氧气和丙烷）流量和喷涂距离，获得不同组织结构的涂层。

1.2 涂层性能表征

采用Quanta 600型扫描电镜分析粉末形貌、粒度及涂层截面组织形貌，能谱仪分析涂层的化学成分，孔隙率分析软件测试涂层孔隙率。采用StruersDuramin型显微硬度计测试涂层的显微硬度，载荷为 300 g，加载时间为 15 s，每个试样取10个测试点。根据航标HB 5476—1991《热喷涂涂层结合强度试验方法》在Instron 5882型拉伸机上测试涂层与基体的结合强度，每个试样测试3个值，取其平均值。

2 结果与讨论

2.1 涂层显微组织

图2为不同喷涂工艺参数下制备的CoCrAlYSihBN涂层的微观组织形貌，涂层由三部分组成：浅灰色基体，灰色及黑色夹杂。其中浅灰色部分为CoCrAlYSi合金，灰色部分为氧化物夹杂，黑色部分为hBN相及涂层孔隙。CoCrAlYSi合金相作为骨架基体支撑着整个涂层。从微观形貌可以看出，不同喷涂工艺参数对涂层组织结构影响显著。

表2 喷涂工艺参数Table 2 Spraying parameters

图2 不同喷涂工艺参数下涂层金相显微组织 （a）1#；（b）2#；（c）3#；（d）4#；（e）5#；（f）6#Fig.2 Microstructure of CoCrAlYSi-hBN coatings under different spraying parameters（a）1#；（b）2#；（c）3#；（d）4#；（e）5#；（f）6#

1#，2#，5#和6#喷涂工艺除了燃气流量不同外，其他喷涂参数都相同。1#条件下，涂层中存在较多未熔颗粒和很少氧化物夹杂；2#条件下，涂层中氧化物含量增多；3#和4#条件下，涂层氧化物进一步增多，而且3#和4#条件下喷涂的涂层，其结构更像层状结构。这是由于燃气流量提高，喷涂粒子速率提高且熔化更充分，喷涂到基体时，在高冲击力的作用下变形充分，经历急速冷却、凝固并不断堆积、重叠，最终形成片层堆积结构。因此，当燃气流量低时，喷涂粒子未完全熔化，导致涂层中存在较多未熔化粒子，随着燃气流量的提高，未熔融粒子减少，但氧化物夹杂含量（浅灰色部分）提高。

2#，3#和4#喷涂工艺除了喷涂距离不同，其他喷涂参数都相同。3#条件下，涂层中hBN和孔隙含量明显减少；4#条件下涂层和2#条件类似。这可能是随着喷涂距离的增加，涂层喷涂粒子速率降低[16-18]。因此，在2#条件下，喷涂距离为225 mm时，速率很快的hBN（不融化）喷涂到基体被反射出去，涂层中几乎没有hBN沉积，CoCrAlYSi粒子则在高冲击力的作用下沉积到基体上呈片状形貌，最终显微组织主要由致密的CoCrAlYSi、氧化物夹杂和细小的孔隙组成；2#和4#条件下，喷涂粒子速率相对慢，基体中得以保留部分hBN，且喷涂粒子速率较慢，因此涂层形貌不是典型的层状。因此，当喷涂距离过近时，hBN冲击到基体上被反射出去；氧化物含量随喷涂距离变化不大。

通过image J图像处理软件对涂层显微照片进行分析，采用面积法测定涂层中（hBN相+孔隙）和氧化物所占比例（表3），得到涂层中（hBN相+孔隙）和氧化物与喷涂工艺参数的关系。由表3可知，随着燃气流量的增加，涂层（孔隙+hBN相）含量降低，氧化物含量增加，这是由于燃气流量提高，导致涂层氧化；随着喷涂距离的增加，涂层（孔隙+hBN相）含量先增加，然后基本不变；氧化物含量逐渐增加。一方面是由于喷涂距离增加，喷涂粒子速率降低，hBN的反射减少，嵌入涂层中的hBN含量提高；另一方面，喷涂距离增加，喷涂粒子与空气接触的时间延长，导致涂层氧化物含量提高。能谱结果（表4）与显微组织分析结果一致。

表3 不同喷涂工艺参数下涂层（孔隙率+hBN）及氧化物含量Table 3 （ Pores+hBN） and oxides content of CoCrAlYSihBN coatings under different spraying parameters

能谱测试无法给出B和N元素的含量（表4），可能是由于在HVOF喷涂过程中，一方面，火焰速率很快，但hBN不熔融，hBN撞击到基体上被反射出去。另一方面，每层涂层的厚度很低，hBN嵌入涂层中的量很少，最终导致涂层中的hBN含量很低。单独选中SEM图中蓝色区域进行扫描（图4），发现黑色区域有B和N元素，表明样品中存在氮化硼相。

2.2 涂层硬度

不同工艺参数下的涂层硬度值见表5和图5，3#喷涂参数下得到的涂层平均硬度值最高。

通过对比 1# ，2#，5#和 6#实验，喷涂距离保持不变，涂层硬度随氧气和丙烷流量的增加而增高。由于燃气流量的增加，超音速火焰温度和速率提高，涂层中氧化物含量增加，且涂层孔隙率降低，更加致密（图3和表4），因此涂层硬度逐渐提高。

通过对比2#，3#和4#实验可知，氧气和丙烷流量不变的情况下，涂层硬度随喷涂距离先降低后增大。当喷涂距离为225 mm时，涂层中几乎不含hBN 相（图 2 （c）和图 3）和孔隙，因此涂层硬度相对最高；随着喷涂距离增加（2#和4#），涂层中氧化物含量提高，涂层硬度增加。

表4 能谱分析得到的不同工艺条件下的涂层中各元素的质量分数Table 4 Mass fraction of element of CoCrAlYSi-hBN coating under various spraying parametersby EDS analysis

图3 涂层中（hBN+孔隙）含量（a）和氧化物含量（b）与喷涂工艺的关系Fig.3 Relationships between the content of （hBN+pore） （Z axis） and coating process parameters（a）and relationships between the content of oxides （Z axis） and coating process parameters（b）

图4 5#喷涂参数下涂层蓝色区域能谱Fig.4 EDS testing of coating dark area under spraying parameter 5#

表5 涂层显微硬度测试结果Table 5 Coating microhardness with different spraying process

图5 涂层硬度与喷涂工艺参数（燃气流量和喷涂距离）的关系Fig.5 Relationships between coating hardness and coating process parameters （gas flow and spray distance）

2.3 涂层/基体结合强度

涂层结合强度测试结果见表6和图6，3#参数喷涂的试样结合强度平均值最高。

表6 涂层结合强度实验结果Table 6 Coating bonding strength under different spraying process

通过对比1#，2#，5#和6#实验，喷涂距离保持不变，涂层结合强度随氧气和丙烷流量的增加先增高后降低。由于燃气流量的增加，超音速火焰温度和速率提高，涂层之间和涂层与基体界面的结合更充分；但能量提高后涂层中氧化物含量增加，导致氧化物夹杂为薄弱点，在拉伸时更容易在涂层间断裂。

图6 涂层结合强度（Z 轴）与喷涂工艺参数（X 轴：燃气流量和Y轴：喷涂距离）的关系Fig.6 Relationships between coating bonding strength（Z axis） and coating process parameters（ X axis： gas flow and Y axis：spray distance）

通过对比2#，3#和4#实验，氧气和丙烷流量不变，涂层结合强度随喷涂距离逐渐降低。这可能是由于随着喷涂距离的增加，粒子飞行速率降低的影响大于温度升高的影响。在225～325 mm之间时，喷涂距离对涂层结合强度影响不大。

3 结论

（1）在喷涂距离恒定条件下，随着燃气流量的增加，粉末熔化更充分，增加了涂层的致密化程度，涂层中孔隙和氮化硼含量呈降低趋势，涂层硬度增加；但能量过高，涂层氧化严重，涂层间的氧化物夹杂为薄弱点，导致结合强度先升高后降低。

（2）在燃气流量恒定条件下，随喷涂距离增加，颗粒被加热和在空气中的时间延长，颗粒速率降低，氧化物夹杂增多，从而涂层硬度随喷涂距离增加呈现增大的趋势，结合强度随喷涂距离增加而降低。但喷涂距离为225 mm时，由于喷涂粒子速率很快，涂层孔隙率和氮化硼含量很低，导致其涂层高的硬度和结合强度。