［摘 要］ 超音速火焰喷涂( HVOF) 的 MCrAlY 涂层性能优异。在不锈钢表面超音速火焰喷涂 MCrAlY 层，并对涂层形貌、抗冲击性能、冲击失效机理进行研究。结果表明: 当氧气与燃油流量比达到最佳值时涂层抗冲击性能最佳; MCrAlY 涂层受钢球冲击时，最初是弱结合表层微凸体受冲击脱落，然后在钢球的循环冲击下，部分微凸体产生滑移、脱落，同时涂层在不断冲击下变形延展从而变薄，最终拱起，再次冲击时破裂剥落; MCrAlY 涂层受冲击剥落从涂层与基体结合处开裂开始。
［关键词］ 超音速火焰喷涂; MCrAlY 涂层; 抗冲击性能; 冲击失效机理; 滑移
0 前 言
MCrAlY( M 为 Co，Ni 或 Co + Ni) 涂层具有优异的抗高温氧化、抗热腐蚀性能，塑性较高且与基体结合性能较好，广泛应用于涡轮发动机叶片、炉辊等中［1，2］。MCrAlY 材料易氧化，多采用真空等离子喷涂制备，但真空等离子喷涂工艺不能在较大工件如炉辊上使用，且抽取真空需较长时间，单位成本较高。超音速火焰喷涂( HVOF) MCrAlY 层，单位成本低，对工件限制少，且涂层性能优异。目前，对 HVOF 制备的 MCrAlY 涂层进行冲击性能研究的报道较少。因此，本工作采用超音速火焰喷涂制备 MCrAlY 涂层，并对涂层形貌、抗冲击性能及其冲击失效机理进行了研究。
1 试 验
1． 1 基材前处理
基材为 316L 不锈钢，尺寸 100 mm × 100 mm × 10mm; 采用 46 号白刚玉砂进行喷砂处理，喷砂压强 0． 5MPa，喷砂距离 300 mm，喷砂后表面粗糙度为4 ～ 6 μm。
1． 2 涂层制备
MCrAlY 喷涂粉末为球状颗粒，粒径分布较均匀，为 15 ～55 μm。采用 WokaStar-600 超音速火焰喷涂系统制备 MCrAlY 涂层，主要工艺参数见表 1，涂层厚度约 200 μm。
1． 3 测试分析
采用自制的落球式冲击试验机测试涂层的抗冲击性能: 落球质量为 5 g，冲击行程为 1 m，冲击角度为60°，每次冲击球数为 600，记录涂层出现剥落的落球冲击次数。采用 Quanta 200 F 场发射扫描电子显微镜( SEM) 和 OLYMPUS 金相显微镜观察涂层形貌。用HVS -1000 数码显微硬度计测量涂层硬度，加载 2 N，保载 5 s，每个试样测试 5 个点取平均值。
2 结果与讨论
2． 1 涂层形貌
1 ～ 7 号涂层形貌相差较小，涂层均较致密，孔隙率较小，存在色泽、形状不规则的半熔融及未熔颗粒( 见图 1) 。
2． 2 涂层抗冲击性能
涂层的抗冲击次数及显微硬度见表 2。由表 2 可知:1 ～7 号涂层显微硬度相差不大; 2，6 号涂层硬度略高，抗冲击次数均大于 25 次，抗冲击性能较好; 采用相同的煤油流量，氧气流量较大时涂层抗冲击性能较差。制备 2，6 号涂层时氧气与煤油流量之比较为接近，制备 1，4，5，7 号涂层时氧气与燃油流量比均大于 2，6 号涂层。当氧气与燃油流量比超过一定值时，氧气流量高，燃烧室压力增大，粒子速率增加，但焰流温度并不一定增加，粒子加热时间短，熔化不充分，可能导致涂层结合性能降低，抗冲击性能下降。粒子速率并不是决定涂层界面结合的唯一因素，粒子温度也是影响涂层性能的重要因素。当粒子温度达到最佳值时，随着粒子速率增大，粒子沉积到基体或已沉积粒子上时的碰撞压力增大，孔隙率减少，涂层更致密，粒子搭接率更高，结合性能更好。当氧气与燃油流量比达到最佳值时，粒子温度、速率均达到最佳，涂层硬度、结合强度高，性能较好［3，4］。
7 号涂层冲击不同次数后的表面金相显微形貌见图 2。冲击前涂层表面有很多微凸体( 见图 2a) ; 经过 1次冲击后涂层表面有部分结合较差的微凸体脱落，形成光亮平滑区域( 见图2b) ; 经过5 次冲击后，微凸体继续脱落，光亮区域增多( 见图2c) ，且部分光亮区域有许多相互平行的滑移带，部分滑移带( 如图 2cⅠ处) 与试样横向约成 45°，部分滑移带( 如图 2cⅡ处) 与滑移带Ⅰ处约成 90°( 见图 2d) ; 经过 10 次冲击后，涂层微凸体脱落更多，光亮区域进一步增加，部分脱落区域依然可以见到大量相互平行的滑移带，部分区域划痕趋向无规律( 见图 2e) ; 冲击 15 次后，虽然肉眼观察涂层依然是平的，但在光学显微镜下涂层总是中间清晰、两边模糊，应该是涂层已经稍微拱起，显微镜对焦时拱起的高处对焦清晰，而低处在焦距外，图像模糊，且可以观察到长条裂纹( 见图 2f) ; 冲击 17 次后涂层已经鼓起，再次冲击后破裂剥落。
2． 3 涂层冲击失效机理
7 号涂层冲击剥落后的断面金相显微形貌见图 3。从图 3 可见: 涂层从与基体结合处裂开，无纵向裂纹，涂层表层较光滑，无较大的微凸体。
涂层表面存在许多微凸体，在受到钢球冲击时一些粒子结合较差的微凸体首先剥落; 随着冲击的进行，涂层表面出现较多滑移带。目前还未曾在涂层中观察到这种现象，而对传统方法制备的块状材料的 Cu 合金滑移现象研究较多。本试验中 MCrAlY 涂层冲击 5 次后放大 200 倍就可以明显观察到较多的滑移带，可能原因如下: ( 1) 热喷涂层是由一些粒子在高温高速下加热熔化或部分熔化后飞行撞击到基体上，由一层层极薄的摊覆层堆积而成，这一层层扁平化粒子并非完全紧密结合，而是相互搭接而成，搭接率在 30% 以下，这种涂层特别是表层涂层在冲击作用下变形时受到晶界的阻碍作用较小，易发生滑移; ( 2) 高温熔化或部分熔化粒子在沉积到基体的过程中快速冷却至固态，粒子从开始碰撞到完全冷却凝固只有几微秒到几十微秒，转变为非平衡状态时易发生滑移; ( 3) MCrAlY 涂层中主要成分为 Co 和 Ni，而常温下 Co 为 hcp 结构，即ε-Co，滑移面较少，当温度达到 421 ℃ 时发生同素异构转变，即高于此温度时为 fcc 结构，即 γ-Co，而 Ni 在常温下为 fcc 结构，滑移面较多，MCrAlY 涂层部分形成fcc 结构的 γ -( Ni，Co，Cr 富集) 固溶相［5，6］; ( 4) 涂层在受钢球冲击时，由于涂层面与冲击方向成一定角度，涂层表面微凸体在钢球的冲击下不断受到切应力，同时钢球的作用时间短，因而应变速率大，经过多组冲击，单个微凸体经过多次循环的切应力作用易发生滑移。
涂层在钢球的不断冲击下部分能量引起表层微凸体的变形、脱落，同时部分能量被吸收，引起涂层变形、延展。断裂处的涂层要比周围薄 2 μm 左右。由于涂层不断变形，与基体之间形成了一定的切应力。涂层受基体向内的切应力作用，并对基体形成向外的切应力。这种切应力积累到一定程度，在涂层与基体结合的最薄弱处萌生裂纹并扩展，应力得到释放，涂层向上拱起，再次冲击时破裂剥落。
3 结 论
( 1) HVOF 制备 MCrAlY 涂层，当氧气与燃油流量比达到最佳值时，涂层抗冲击性能最佳。
( 2) MCrAlY 涂层受钢球冲击时，最初是弱结合表层微凸体受冲击脱落，然后在钢球的循环冲击下，部分微凸体产生滑移、脱落，同时涂层在不断冲击下变形延展从而变薄，最终拱起，再次冲击时破裂剥落。
( 3) MCrAlY 涂层受冲击剥落从涂层与基体结合处开裂开始。
［ 参 考 文 献 ］略
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