第7期 张建等：超音速等离子喷涂YPSZ涂层的组织及耐磨性能 917· 涂层6的粗糙度接近.涂层具有较小的表面粗糙度， 晶之间存在明显的晶界，表明YPSZ粉末在飞行过 可以降低摩擦因数，也有利于减少后续加工余量以 程中获得了良好的熔化状态.柱状晶是由于极大的 达到使用标准 过冷度，喷涂液滴在冷表面发生快速形核，然后晶 图5为YPSZ涂层断口的扫描电镜像.从图 粒沿最大热流量的反方向生长形成的).柱状晶可 5(a)可见，涂层断口为典型的片层状组织，片层 以有效阻止层内裂纹横向扩展，并且有助于纵向传 内大部分为一系列垂直于基体表面方向的发达柱状 热母.此外，涂层底部也可见少量由细小晶粒组成 晶.进一步通过高倍扫描图像（图5(b)可知，柱状 的疏松组织，晶粒尺寸为0.30.5m,这种疏松组 晶长度为1.73.2m,直径为0.30.5m,且柱状 织可能是因为未熔颗粒引起的. b 部分熔融颗粒 1μm 图5YPSZ涂层断口的扫描电镜像.(a)低倍：(b)高倍 Fig.5 SEM images of the fracture of YPSZ coatings:(a)low magnification:(b)high magnification 整体涂层和YPSZ陶瓷面层的截面组织分别 层中的孔隙多为微小球状孔隙，尺寸为0.53m, 如图6(a)和(b)所示.由图6(a)可以看到， 而且这些孔隙在涂层中均匀分布.由于这些孔隙可 整体涂层的结构由上到下依次为YPSZ陶瓷面 以缓和涂层中的应力集中和抑制裂纹的扩展，因此 层、CoNiCrAlY金属黏结层和纯铜基体.由于喷涂 对提高涂层的抗热震性能极为关键0-1山.先前研 前的喷砂处理造成基体表面凹凸不平，基体表面和 究2中的常规氧化锆涂层孔隙率为8%12%，纳 黏结层形成“互锁效应”，保证了基体与黏结层间 米涂层的孔隙率为4%~9%.经测定，本文制备的 的良好结合.而且，由于液滴具有高达400~1000 YPSZ陶瓷涂层的孔隙率为1.2%，甚至低于早期研 m.s1的飞行速度和较高的温度9，当撞击到基体 究中的纳米YPSZ涂层13-14.此外，涂层中未发现 后迅速铺展变形，提高了喷涂液滴的扁平率，使前 贯穿性裂纹，仅可见一定量的纵向微裂纹，可能是 后沉积的扁平粒子之间紧密接触，故而形成了致密 由于快速凝固过程中残余应力未及时释放或基体过 的陶瓷面层，也反映了喷涂粉末获得了良好的熔化 热所引起的.然而，预存在的微裂纹也可起到微裂 状态.由图6(b)可以看到，陶瓷面层的片层状堆 纹增韧的作用，对涂层的热力学性能也有积极的影 叠组织不明显，表明涂层具有较好的完整性.涂 响10-12 (a) 、、面层 黏结层 纯铜集体 200 pm 50m 图6涂层截面的组织形貌.(a)整体涂层：(b)陶瓷面层 Fig.6 Cross-sectional microstructures of YPSZ coatings:(a)monolithic coating;(b)top第 7 期 张 建等：超音速等离子喷涂 YPSZ 涂层的组织及耐磨性能 917 ·· 涂层[6] 的粗糙度接近. 涂层具有较小的表面粗糙度， 可以降低摩擦因数，也有利于减少后续加工余量以 达到使用标准. 图 5 为 YPSZ 涂层断口的扫描电镜像. 从图 5(a) 可见，涂层断口为典型的片层状组织，片层 内大部分为一系列垂直于基体表面方向的发达柱状 晶. 进一步通过高倍扫描图像 (图 5(b)) 可知，柱状 晶长度为 1.7∼3.2 µm，直径为 0.3∼0.5 µm，且柱状 晶之间存在明显的晶界，表明 YPSZ 粉末在飞行过 程中获得了良好的熔化状态. 柱状晶是由于极大的 过冷度，喷涂液滴在冷表面发生快速形核，然后晶 粒沿最大热流量的反方向生长形成的[7] . 柱状晶可 以有效阻止层内裂纹横向扩展，并且有助于纵向传 热[8] . 此外，涂层底部也可见少量由细小晶粒组成 的疏松组织，晶粒尺寸为 0.3∼0.5 µm，这种疏松组 织可能是因为未熔颗粒引起的. 图 5 YPSZ 涂层断口的扫描电镜像. (a) 低倍; (b) 高倍 Fig.5 SEM images of the fracture of YPSZ coatings: (a) low magnification;(b) high magnification 整体涂层和 YPSZ 陶瓷面层的截面组织分别 如图 6(a) 和 6(b) 所示. 由图 6(a) 可以看到， 整体涂层的结构由上到下依次为 YPSZ 陶瓷面 层、CoNiCrAlY 金属黏结层和纯铜基体. 由于喷涂 前的喷砂处理造成基体表面凹凸不平，基体表面和 黏结层形成 “互锁效应”，保证了基体与黏结层间 的良好结合. 而且，由于液滴具有高达 400∼1000 m.·s −1 的飞行速度和较高的温度[9]，当撞击到基体 后迅速铺展变形，提高了喷涂液滴的扁平率，使前 后沉积的扁平粒子之间紧密接触，故而形成了致密 的陶瓷面层，也反映了喷涂粉末获得了良好的熔化 状态. 由图 6(b) 可以看到，陶瓷面层的片层状堆 叠组织不明显，表明涂层具有较好的完整性. 涂 层中的孔隙多为微小球状孔隙，尺寸为 0.5∼3 µm， 而且这些孔隙在涂层中均匀分布. 由于这些孔隙可 以缓和涂层中的应力集中和抑制裂纹的扩展，因此 对提高涂层的抗热震性能极为关键[10−11] . 先前研 究[12] 中的常规氧化锆涂层孔隙率为 8%∼12%，纳 米涂层的孔隙率为 4%∼9%. 经测定，本文制备的 YPSZ 陶瓷涂层的孔隙率为 1.2%，甚至低于早期研 究中的纳米 YPSZ 涂层[13−14] . 此外，涂层中未发现 贯穿性裂纹，仅可见一定量的纵向微裂纹，可能是 由于快速凝固过程中残余应力未及时释放或基体过 热所引起的. 然而，预存在的微裂纹也可起到微裂 纹增韧的作用，对涂层的热力学性能也有积极的影 响[10−12] . 图 6 涂层截面的组织形貌. (a) 整体涂层；(b) 陶瓷面层 Fig.6 Cross-sectional microstructures of YPSZ coatings: (a) monolithic coating; (b) top