張軍營，許石民，孫登月，侯廣義

(燕山大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，秦皇島066004)

引 言

液芯大壓下軋制時，軋輥處于高溫、低速、重載等多重惡劣工況下，軋輥表面極易發(fā)生龜裂導(dǎo)致輥子報廢。軋輥的質(zhì)量和壽命直接關(guān)系著鑄坯質(zhì)量和生產(chǎn)效率，必須提高軋輥在極端條件下的使用壽命。采用等離子噴涂工藝制備的陶瓷熱障涂層作為隔熱材料，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于航空、燃?xì)獍l(fā)電、化工等領(lǐng)域［1-2］，但是，等離子噴涂涂層特有的層狀結(jié)構(gòu)、孔隙率高等問題，使得涂層結(jié)合強(qiáng)度不高，在高溫、重載條件下服役時極易產(chǎn)生裂紋，剝落甚至涂層局部垮塌等問題，制約了熱障涂層的使用壽命和應(yīng)用范圍［3］。

激光重熔改性技術(shù)是近年來激光表面工程領(lǐng)域的研究重點之一。激光重熔可以改善等離子噴涂涂層微觀組織結(jié)構(gòu)，消除涂層的層狀堆積結(jié)構(gòu)，降低涂層的孔隙率，提高涂層的致密度，促使界面處元素均勻擴(kuò)散，有利于涂層和基體界面形成冶金結(jié)合，提高涂層和基體的結(jié)合強(qiáng)度，改善涂層質(zhì)量［4］。國內(nèi)外學(xué)者對激光重熔熱障涂層進(jìn)行了深入研究，并取得了一系列的研究成果［5-7］。但是關(guān)于激光重熔熱障涂層在軋輥上的應(yīng)用的相關(guān)報道非常少。

本文中在軋輥材料4Cr5MoSiV1表面，采用等離子噴涂-激光重熔復(fù)合工藝制備了氧化鋯熱障涂層，設(shè)計研究了其抗熱沖擊性能，并分析了熱沖擊失效原因，以便采取更加有效的措施提高涂層抗熱沖擊性能，提高軋輥使用壽命。

1 實驗材料與實驗方法

1．1 實驗材料和涂層制備

本實驗中采用雙層結(jié)構(gòu)熱障涂層。陶瓷層采用北京桑堯科技開發(fā)有限公司提供的ZrO2-0.08Y2O3(質(zhì)量分?jǐn)?shù)w)，粉末粒度在47μm～75μm之間，粘結(jié)層為NiCoCrAlY，粒度范圍在45μm ～105μm之間，由北京礦業(yè)研究總院提供，所用基體材料為4Cr5MoSiV1熱作模具鋼，尺寸為100mm×200mm×18mm。

首先采用LDC-60SKR型等離子噴涂設(shè)備，在基體表面制備約0.2mm的熱障涂層。激光重熔時，激光重熔工藝參量直接決定了涂層的形貌和表面質(zhì)量。參照參考文獻(xiàn)［8］～參考文獻(xiàn)［10］，采用正交試驗，在確定光斑直徑和搭接率的前提下，調(diào)節(jié)激光功率和掃描速率，經(jīng)多次實驗后最終確定最優(yōu)的激光重熔工藝參量，見表1。采用DL-HL-T5000B型5kW橫流CO2激光器，利用優(yōu)化后的重熔工藝參量，對等離子噴涂層進(jìn)行激光重熔，探究優(yōu)化后制備的重熔涂層能否提高抗熱沖擊性能。

Table 1 Process parameters of laser remelting

1．2 實驗方法

采用Hitachi S-4800掃描電鏡觀察涂層的微觀形貌和組織變化，利用能量分散譜儀對涂層斷面進(jìn)行微區(qū)元素成分分析。

熱沖擊實驗的試樣尺寸為?20mm×30mm，將試樣置于箱式加熱爐中加熱，恒溫1000℃，試樣保溫10min后取出，放入常溫(25℃)水中激冷，待水面平靜后將試樣取出，記錄涂層表面的變化情況，循環(huán)加熱、保溫、淬冷的過程，定義涂層剝落面積達(dá)到10%時，涂層完全失效。

2 實驗結(jié)果與結(jié)果分析

2．1 等離子噴涂熱障涂層的微觀形貌

圖1為等離子噴涂熱障涂層的典型的微觀形貌。涂層表面熔化效果較差，粗糙度較大，組織疏松，表面質(zhì)量較低。涂層斷面從下至上依次為基體、粘結(jié)層、陶瓷層，層與層的界面結(jié)合處分界明顯，主要呈現(xiàn)物理機(jī)械結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度較低，涂層容易整體剝落。此外，陶瓷層呈明顯的片層狀結(jié)構(gòu)，片層間分布著較多無明顯規(guī)律的大尺寸孔隙和裂紋等缺陷，涂層質(zhì)密度較低。

Fig.1 Microstructure morphology of plasma spraying thermal barrier coatingsa—surface b—cross section

陶瓷粉末的性質(zhì)和等離子噴涂工藝決定了涂層的微觀形貌。陶瓷粉末熔點高，熱導(dǎo)率低，等離子噴涂過程中部分陶瓷粉末未完全融化，變形不完全，涂層中存在大量的未熔顆粒，在基體表面沉積的過程中易產(chǎn)生孔隙，導(dǎo)致表面凹凸不平、組織不均勻。由于熔融陶瓷粉末快速但不均勻的冷卻速度極易導(dǎo)致殘余應(yīng)力的形成，在殘余應(yīng)力作用下，陶瓷層收縮而產(chǎn)生較大拉應(yīng)力，導(dǎo)致裂紋形成并擴(kuò)展;而陶瓷層的層片狀結(jié)構(gòu)是由等離子噴涂工藝決定的，是陶瓷粉末在高溫焰流作用下依次碰撞基體逐步沉積而形成的。

2．2 激光重熔熱障涂層的微觀形貌

激光重熔熱障涂層的微觀形貌如圖2所示。和等離子噴涂涂層相比，激光重熔后涂層呈現(xiàn)明顯不同的形貌特征。涂層表面相對平整、光滑，粗糙度較低，組織均勻致密，微裂紋呈網(wǎng)狀分布且通常沿晶界產(chǎn)生。經(jīng)過激光重熔后，陶瓷層未熔顆粒完全熔化重結(jié)晶，消除了原有的層狀堆積結(jié)構(gòu)，大尺寸裂紋、孔隙等缺陷明顯改善，組織結(jié)晶細(xì)化，形成了致密、均勻、較少氣孔的重熔層，涂層質(zhì)量明顯提高。

Fig.2 Microstructure morphology of laser remelting thermal barrier coatings a—surface b—cross section

激光重熔工藝中，在激光束的高溫作用下，表面陶瓷層形成高溫熔池，未熔陶瓷粉末得到充分熔化，當(dāng)激光束離開時，粉末迅速凝固，涂層經(jīng)重結(jié)晶后晶粒細(xì)化，組織均勻，形成光滑平整的重熔表層;但是較快的凝固速度易形成局部較大的溫度梯度，導(dǎo)致網(wǎng)狀微裂紋的形成;此外，陶瓷粉末完全融化后，原有的層狀結(jié)構(gòu)特征和大部分殘余內(nèi)應(yīng)力得以消除，重熔層形成了定向外延，沿?zé)崃鞣较蛏L的柱狀晶組織，減少了原涂層中的孔隙和裂紋，提高了涂層的致密性。網(wǎng)狀裂紋和柱狀晶組織的形成可以提高涂層的應(yīng)變?nèi)菹蓿欢ǔ潭壬咸岣吡送繉拥目篃釠_擊性能。但是，同時也為高溫燃?xì)饧捌渌g介質(zhì)提供了通道，金屬粘結(jié)層抗氧化能力降低。

激光重熔后，陶瓷層與過渡層之間分界面不是特別明顯，利用能量色散譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)對分界面元素進(jìn)行微區(qū)成分分析，結(jié)果如圖3所示。

Fig.3 EDS analysis of laser remelting coatings

分析表明:在激光的對流攪動作用下，陶瓷層的Zr元素，過渡層的Co，Ni等元素，以及基體的 Mn，F(xiàn)e元素在分界面相互擴(kuò)散，形成各元素共存的過渡區(qū)域。層間結(jié)合方式由機(jī)械物理結(jié)合向著金屬鍵結(jié)合過渡，從而使涂層和基體形成優(yōu)異的冶金結(jié)合，提高了涂層與基體的結(jié)合強(qiáng)度。

2．3 熱沖擊實驗

圖4是基體試樣熱沖擊實驗前后的形貌。經(jīng)過熱沖擊實驗，試樣表面盡管沒有產(chǎn)生裂紋，但每一次熱沖擊基體表面均會產(chǎn)生大量的氧化鐵皮，造成表面剝落失效，使用壽命較短。

Fig.4 Morphology of substrate before and after thermal shocka—before thermal shock b—the 5th time of thermal shock c—the 10th time of thermal shock

圖5 是等離子噴涂試樣熱沖擊實驗前后涂層剝落的情況。隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，14次時圓柱試樣端部開始出現(xiàn)裸眼可見的宏觀裂紋;由于裂紋的出現(xiàn)，淬火產(chǎn)生的熱量從裂紋處釋放，產(chǎn)生巨大的熱應(yīng)力，在熱氧化層的綜合影響下，循環(huán)次數(shù)32次時涂層大面積剝落導(dǎo)致涂層失效。

Fig.5 Morphology of plasma spraying coating before and after thermal shocka—before thermal shock b—the 14th time of thermal shock c—the 32nd time of thermal shock

圖6 是激光重熔試樣熱沖擊實驗前后涂層剝落的情況。循環(huán)過程中無明顯宏觀裂紋出現(xiàn)，循環(huán)次數(shù)43次時，圓柱試樣端部開始出現(xiàn)小塊涂層剝落;隨著熱沖擊次數(shù)的增加，剝落位置和剝落面積逐漸擴(kuò)展連接，最終導(dǎo)致涂層大面積剝落，循環(huán)次數(shù)94次時涂層失效。對比等離子噴涂涂層，抗熱沖擊性能明顯提高。

Fig.6 Morphology of laser remelting coating before and after thermal shock a—before thermal shock b—the 43rd time of thermal shock c—the 94th time of thermal shock

2．4 失效分析

熱循環(huán)過程中，熱物理性能不匹配引起的失配應(yīng)力和過渡層氧化產(chǎn)生的應(yīng)力是熱障涂層失效的主要原因。失效形式均為陶瓷層表面剝落。

失配應(yīng)力的具體表達(dá)式［11］如下:

式中，σ為失配應(yīng)力;E為彈性模量;ΔT為熱沖擊試樣中溫度差;Δδ為基體與陶瓷層之間的熱膨脹系數(shù)差;μ為陶瓷層泊松比，經(jīng)驗值為0.26。

由(1)式可知，失配應(yīng)力與熱膨脹系數(shù)差值呈正比。材料之間熱膨脹系數(shù)差異越大，內(nèi)部形成失配應(yīng)力越大，涂層抗熱沖擊性能越弱。

高溫條件下，過渡層極易被氧化，導(dǎo)致過渡層脆性增加，氧化過程伴隨著一定程度的體積膨脹，導(dǎo)致涂層內(nèi)部出現(xiàn)殘余壓應(yīng)力，冷卻過程中殘余壓應(yīng)力進(jìn)一步增加，涂層在壓應(yīng)力作用下產(chǎn)生裂紋并最終失效［12］。涂層抗高溫氧化能力越強(qiáng)，抗熱沖擊性能在一定程度上也會得以提高。

等離子噴涂涂層為層片狀結(jié)構(gòu)，層片間接觸面積有限，結(jié)合力薄弱。在熱沖擊實驗驟熱驟冷的條件下，層間界面起伏變化較大，由于熱膨脹系數(shù)不匹配程度較大，陶瓷層內(nèi)較大的拉應(yīng)力、壓應(yīng)力循環(huán)出現(xiàn)，極易導(dǎo)致微裂紋的形成、擴(kuò)展、連接，形成大裂紋;多孔陶瓷層本身即是氧的良導(dǎo)體，再加上孔隙和裂紋為高溫燃?xì)饧捌渌g介質(zhì)提供了更多通道，過渡層被氧化速度較快，極易產(chǎn)生水平粗大裂紋;此外，大裂紋的不規(guī)則分布不利于失配應(yīng)力的吸收和釋放，最終導(dǎo)致涂層失效。但失配應(yīng)力仍是涂層失效的主要原因。

激光重熔涂層致密光滑，孔隙裂紋大大減少，一定程度上起到封孔作用，有效減緩了過渡層的氧化;完全熔化區(qū)形成柱狀晶結(jié)構(gòu)，柱狀晶之間存在一定的間隔，提供了體積膨脹的空間，可以有效消除熱應(yīng)力引起的體積效應(yīng)，有利于減少陶瓷層與基體之間的熱膨脹系數(shù)不匹配;同時，在激光快熱快冷作用下，涂層表面形成網(wǎng)狀微裂紋，可以提升涂層的應(yīng)變?nèi)菹蓿鋺?yīng)力被有效吸收和緩解，抑制了層間水平裂紋的擴(kuò)展連接，有效提高了陶瓷涂層的抗熱沖擊性能。

激光重熔可以在一定程度上改善涂層表面形貌、組織結(jié)構(gòu)，從而提高涂層的抗熱沖擊性能。但是，激光快速加熱時熔化區(qū)溫度很高，周圍表面溫度較低;冷卻時，熔化區(qū)中心冷卻較慢，周邊冷卻較快，極易形成較大的溫度梯度，在涂層內(nèi)產(chǎn)生很大的熱應(yīng)力，所以必須多次實驗，合理優(yōu)化激光重熔參量。盡管如此，熱應(yīng)力只能一定程度上降低而難以完全消除。

3 結(jié)論

(1)等離子噴涂涂層表面較粗糙，層間分界明顯，存在大量孔隙、裂紋等缺陷，呈物理機(jī)械結(jié)合，涂層易剝落;激光重熔涂層表面光滑平整，組織均勻致密，涂層質(zhì)量明顯改善，層間結(jié)合面處一定程度上實現(xiàn)了冶金結(jié)合，提高了涂層與基體的結(jié)合強(qiáng)度;經(jīng)過激光重熔，陶瓷層的片層狀堆積結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹ЫM織。

(2)激光重熔可以有效降低熱膨脹系數(shù)不匹配引起的失配應(yīng)力，同時提高表面質(zhì)量，起到封孔作用，提高涂層抗高溫氧化性能，從而提高了涂層的抗熱沖擊性能。激光重熔熱障涂層的抗熱沖擊循環(huán)次數(shù)為94次，遠(yuǎn)高于等離子噴涂涂層的32次。

(3)激光重熔工藝可以改善涂層微觀組織結(jié)構(gòu)，提高涂層抗熱沖擊性能，在延長軋輥使用壽命方面有著良好的應(yīng)用前景。

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