一种提高双陶瓷层TBCs抗热震性能的制备方法与流程

本发明的技术方案涉及tbcs表面处理与改性技术领域，具体地说为一种提高双陶瓷层tbcs抗热震性能的制备方法。

背景技术：

随着航空航天发动机推重比的不断提高，对发动机的要求越来越高，而涡轮叶片作为发动机的“心脏”，对其要求也不断提高。叶片不仅工作温度高，而且还承受燃气轮机在启动和停机时，因温度剧烈变化而引起的剧烈热冲击，因此它是决定燃气轮机性能的核心部件。而仅仅依靠高温合金自身的性能已经无法满足叶片的性能要求，在高温合金叶片表面制备一层陶瓷层即热障涂层(tbcs)，可以将叶片与高温火焰隔离，从而保护叶片，提高发动机效率。

ysztbcs材料具有化学稳定性低、热导率低、热膨胀系数大等很多优势，已在航空航天领域大量应用。但当温度高于1473k时，ysz会发生由于相变造成的体积变化，使得涂层中产生热膨胀不匹配应力，降低涂层的热循环寿命；其次，ysz材料中含有的大量氧离子空位使得高温下粘结层氧化加快，从而导致陶瓷层过早失效，因此，ysz的长期使用温度一般不超过1473k。稀土锆酸盐(a2b2o7，a＝稀土元素)是一种新的tbcs材料，具有良好的高温相稳定性，低热导率，有望作为tbcs的陶瓷层应用在更高温度。但是a2b2o7的断裂韧性和热膨胀系数分较低，这是a2b2o7作为tbcs材料的两个不利因素。如果将a2b2o7和ysz组合成双陶瓷层tbcs(a2b2o7为表层，ysz为内层)，可以实现这两种材料的优势互补。

等离子喷涂是用于沉积金属，陶瓷和聚合物tbcs的主要工艺之一。但是这种技术也存在不足之处，等离子喷涂方法制备的热障涂层孔洞裂纹多，与基体结合性差，抗热疲劳与裂纹扩展能力差，这些缺陷使得涂层在高温下受到氧化、腐蚀时易剥落失效，涂层的抗热震性能较低。

技术实现要素：

本发明的目的是针对当前技术存在的问题，提供激光重熔处理双陶瓷层tbcs的制备方法。该方法首先用等离子喷涂的方法依次在高温合金基体上喷涂粘结层，ysz陶瓷层和a2b2o7陶瓷层，然后用激光技术对等离子喷涂的双陶瓷层tbcs进行激光重熔处理，通过适宜的重熔参数，精确控制重熔厚度。本发明提高了双陶瓷层tbcs的抗热震性能，大大改善了双陶瓷层热障涂层的高温使用寿命。

本发明所采用的技术方案为：

一种提高双陶瓷层tbcs抗热震性能的制备方法，包括以下步骤：

第一步：粉末材料的预处理

将粘结层粉末，ysz粉末和a2b2o7粉末分别放在80-110℃温度下干燥2-3h；

第二步：高温合金基体材料的预处理：

对所需要喷涂的高温合金基体用丙酮清洗，在100-120℃温度下干燥1-2h，然后对基体表面进行喷砂处理，随后在基体表面喷涂第一步干燥后的粘结层粉末，得到粘结层；厚度为70-100μm；

第三步：双陶瓷层tbcs的制备

采用等离子喷涂的方法，将第一步中得到的ysz粉末和a2b2o7粉末喷涂依次喷涂在粘结层上，得到双陶瓷层热障涂层；

其中，ysz涂层厚度为120-160μm，a2b2o7涂层为80-100μm。

第四步：对第三步得到的双陶瓷层tbcs进行重熔处理

采用激光重熔的方法，对第三步得到的双陶瓷层热障涂层进行重熔处理，最终得到具有抗热震性能的双陶瓷层tbcs；

其中，重熔功率为300-400w，扫描速度为90-120mm/s，搭接率为30-60％，光斑直径为2-4mm；

所述的第二步或第三步中的喷涂中：喷涂功率为35-45kw，喷涂距离为60-80mm，喷嘴移动速度为40-50m/min，送粉气流量为5-8l/min，送粉速率为35-45g/min。

所述的粘结层为nicrcoaly或nicoaly或nicraly，粘结层粉末粒径范围为25-45μm，粉末为各自单质的粉末的混合物，粘结层厚度为70-100μm。

所述的a2b2o7粉末为la2zr2o7或者gd2zr2o7，粉末粒径范围为30-50μm。

所述的高温金属基体为gh3044镍基高温合金或者gh3030镍基高温合金或者gh3039镍基高温合金。

所述的双陶瓷层tbcs抗热震性能的制备方法中，所涉及的原料均为从商购获得。

本发明的实质性特点是：

本发明利用激光重熔技术处理等离子喷涂双陶瓷层tbcs。形成了致密的重熔层，提高了涂层的致密性，增强了涂层之间的结合强度，有利于提高双陶瓷层tbcs的抗热震性能。

并且在重熔过程中，经过分析和实验，通过适宜的重熔参数，得到了性能良好的涂层。一般的重熔功率为450-1000w，这样会使a2b2o7涂层全部重熔，失去了a2b2o7涂层本身的抗高温氧化性能，本文通过针对不同a2b2o7精确控制重熔厚度，缩小重熔功率到300-400w，让a2b2o7涂层只重熔一部分，得到一部分致密的a2b2o7重熔层，还有一部分未重熔的a2b2o7层，即得到了抗热震性能的重熔层，又得到了抗高温氧化性的未重熔的a2b2o7层。

本发明的有益效果如下：

(1)本发明首次采用激光重熔对双陶瓷层tbcs进行重熔处理，通过改变不同的a2b2o7涂层和重熔参数来提高双陶瓷层tbcs的抗热震性能。

(2)采用本方法制备的双陶瓷层tbcs具有较高的致密度、抗高温氧化性和抗热震性能。

具体为：

首次通过改变不同的a2b2o7涂层和重熔参数，先用等离子喷涂依次把粘结层粉末、ysz粉末和a2b2o7粉末喷涂在高温合金基体表面，然后对喷涂后的双陶瓷层tbcs进行激光重熔处理，其可以显著提高等离子喷涂双陶瓷层tbcs的抗热震性能。图1、2分别为本实施所制得的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层涂层截面的sem，可以看出，重熔后的双陶瓷层tbcs截面孔隙率降低，提高了涂层的致密度和结合强度。图3、4分别为热循环后的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层涂层表面的宏观照片，可以看出喷涂态la2zr2o7双陶瓷层经过62次涂层脱落5％(视为失效)，重熔态la2zr2o7双陶瓷经过127次涂层脱落5％(视为失效)。图5、7分别为热循环后的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层涂层截面sem图片，对比可以看出，喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs经62次热循环后tgo起伏程度比重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs经127次热循环后的更大。图6、8分别为热循环后的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层涂层截面tgo放大图，可以看出，喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs的tgo与陶瓷层结合处形成了更多的微裂纹。这都表明重熔处理有利于提高双陶瓷层tbcs的抗热震性能。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。

图1、图2分别为实施例1中喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层涂层截面的sem照片。

图3、图4分别为实施例1中经热循环后的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层涂层表面的宏观照片。

图5、图6分别为实施例1中经热循环后的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs截面sem照片。

图7、图8分别为实施例1中经热循环后的重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs截面tgo放大照片。

具体实施方式

本发明所述的粘结层粉末为nicrcoaly或nicoaly或nicraly，均为公知材料，具体分别为由单质粉末混合后组成的混合物，其中实施例中粘结层粉末质量比例ni(12.6％)cr(22％)co(56.8％)al(8％)y(0.6％)，ni(39.5)co(50％)al(10％)y(0.5％)，ni(57.5％)cr(30％)al(12％)y(0.3％)；但不限于此。

所述的ysz粉末、a2b2o7粉末也均为公知材料。ysz粉末为zro2-8％y2o3；la2zr2o7粉末为la2o3粉和zro2粉摩尔比为1：2的复合粉,gd2zr2o7粉末为gd2o3粉和zro2粉摩尔比为1：2的复合粉。

实施例1

本实施例1采用gh3044镍基高温合金为金属基体其主要成分如表1所示。

表1gh3044镍基高温合金

第一步：粉末材料的预处理；

将nicrcoaly粉末，ysz粉末和la2zr2o7粉末分别放在干燥箱中，在100℃温度下干燥2.5h；

第二步：gh3044镍基高温合金的预处理；

对所需要喷涂的gh3044镍基高温合金用丙酮清洗，在100℃温度下用干燥箱干燥1h，然后对基体表面进行喷砂处理，随后在基体表面喷涂(采用大气等离子喷涂)第一步干燥后的nicrcoaly粉末，喷涂厚度为80μm；

第三步：la2zr2o7双陶瓷层tbcs的制备；

采用等离子喷涂的方法，将第一步中得到的ysz粉末和la2zr2o7粉末依次喷涂在第二步处理后的gh3044镍基高温合金表面上，ysz涂层厚度为150μm，la2zr2o7涂层为100μm，得到得到的la2zr2o7双陶瓷层tbcs；

喷涂参数如表2所示。

表2喷涂工艺参数

第四步：对第三步得到的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs进行重熔处理；

采用激光重熔的方法(采用4kwco2激光器，设备型号为yls-10000-s4)，对第三步得到的la2zr2o7双陶瓷层tbcs进行重熔处理，重熔参数如表3所示。

表3激光重熔相关参数

第五步：对第四步得到的重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs进行热循环实验；

将喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs置于高温箱式电阻炉内进行热循环实验，以10℃/min的速度升温至1100℃，每加热10min将试样从炉中取出，冷却至室温，以这个过程作为一个热循环，观察试样表面脱落5％(视为失效)记录脱落次数。

图1为本实施例1中第三步制得的喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs的sem照片。可以看出截面孔洞较多。

图2为本实施例1中第四步制得的重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs的sem照片。可以看出重熔后涂层致密度提高，并有纵向裂纹生成，还保留了一部分喷涂态的la2zr2o7涂层，这些都有利于提高la2zr2o7双陶瓷层tbcs的抗高温氧化性能和抗热震性能。

图3为本实施例1中第五步热循环后62次喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs表面剥落5％的宏观照片。

图4为本实施例1中第五步热循环后127次重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs表面剥落5％的宏观照片。

图5，6为本实施例1中第五步热循环后喷涂态la2zr2o7双陶瓷层tbcs截面形貌和tgo放大照片。可以看出tgo起伏程度较大，并在tgo和陶瓷层界面处存在大量的微裂纹。

图7，8为本实施例1中第五步热循环后重熔态la2zr2o7双陶瓷层tbcs截面形貌和tgo放大照片。可以看出tgo起伏程度较小，并在tgo和陶瓷层界面处存在少量的微裂纹，这表明重熔处理有利于提高双陶瓷层tbcs的抗热震性能。

实施例2

本实施例2采用与实施例1相同的高温合金基体。

第一步：粉末材料的预处理；

将nicrcoaly粉末，ysz粉末和gd2zr2o7粉末放在干燥箱中，在100℃温度下干燥2.5h；

第二步：gh3044镍基高温合金的预处理；

对所需要喷涂的gh3044镍基高温合金用丙酮清洗，在100℃温度下用干燥箱干燥1h，然后对基体表面进行喷砂处理，随后在基体表面喷涂第一步干燥后的nicrcoaly粉末，喷涂厚度为80μm；

第三步：gd2zr2o7双陶瓷层tbcs的制备；

采用等离子喷涂的方法，将第一步中得到的ysz粉末和gd2zr2o7粉末依次喷涂在第二步处理后的gh3044镍基高温合金表面上，ysz涂层厚度为150μm，gd2zr2o7涂层为100μm，喷涂参数与实施例1相同。

第四步：对第三步得到的喷涂态gd2zr2o7双陶瓷层tbcs进行重熔处理；

采用激光重熔的方法，对第三步得到的gd2zr2o7双陶瓷层tbcs进行重熔处理，重熔参数如表3所示。

表4激光重熔相关参数

第五步：对第四步得到的重熔态gd2zr2o7双陶瓷层tbcs进行热循环实验；

将喷涂态gd2zr2o7双陶瓷层tbcs和重熔态gd2zr2o7双陶瓷层tbcs置于高温箱式电阻炉内进行热循环实验，以10℃/min的速度升温至1100℃，每加热10min将试样从炉中取出，冷却至室温，以这个过程作为一个热循环，观察试样表面脱落5％(视为失效)记录脱落次数。

实施例3

本实施例3采用gh3030镍基高温合金为金属基体其主要成分如表5所示。

其它步骤与实施例1中相同。

表5gh3030镍基高温合金

实施例4

本实施例4采用与实施例3相同的高温合金基体。

其它步骤与实施例2中相同。

实施例5

本实施例5采用nicoaly粉末作为粘结层粉末。

其它步骤与实施例1中相同。

实施例6

本实施例6采用nicraly粉末作为粘结层粉末。

通过以上实施例说明，本发明提供一种激光重熔tbcs的表面处理和改性方法。通过激光束对等离子喷涂的tbcs进行重熔处理，精确控制重熔厚度，使重熔后的tbcs呈现出致密的柱状晶组织结构，改善了涂层的致密度，在表面和截面形成了微裂纹，提高了涂层的应变容限，还保留了一部分未熔的tbcs，这都有利于提高tbcs的抗热震性能。

其它步骤与实施例1中相同。实施例2-6的结果接近实施例1。

实施例7

其它步骤与实施例1中相同，不同之处为重熔功率为800w。

重熔后la2zr2o7双陶瓷层tbcs的热循环寿命比实施例1得到的结果低，仅为95次。

本发明未尽事宜为公知技术。