مطالعه مقایسه¬¬ای ریزساختار، ترکیب فازی و مقاومت به اکسیداسیون پوشش CoNiCrAlY ایجاد شده توسط فرایندهای HVOF و LPPS

محورهای موضوعی : خوردگی و حفاظت مواد

پژمان زمانی مقدم ¹ , ضیاء والفی ²

1 - مهندسی سطح و پوشش، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، تهران، ایران
2 - مهندسی سطح و پوشش، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، تهران، ایران

تاریخ دریافت : 1401/11/17 تاریخ پذیرش : 1403/04/12 تاریخ انتشار : 1402/12/14

کلید واژه: پوشش CoNiCrAlY, HVOF, LPPS, پاشش حرارتی, اکسیداسیون دمای بالا.,

چکیده مقاله :

در این تحقیق، پودر CoNiCrAlY توسط فرایندهای پاشش حرارتی سوخت اکسیژن سرعت‌بالا (HVOF) و پاشش پلاسمایی فشار پایین (LPPS) روی زیرلایه‌هایی از جنس سوپر آلیاژ پایه نیکل IN738 پوشش‌دهی شدند. آزمایش اکسیداسیون دمای بالا در دمای 1050 و زمان 200 ساعت در کوره مافلی روی پوشش‌ها انجام شد. ریزساختار و ترکیب فازی پوشش‌ها قبل و بعد از آزمایش اکسیداسیون توسط SEM و XRD بررسی شدند. نتایج نشان دادند که میزان تخلخل (درصد حجمی) و زبری سطح (میکرومتر) برای پوشش‌ HVOF به ترتیب 0.6 و 4.4 و برای پوشش LPPS به ترتیب 2 و 6.62 اندازه‌گیری شد. پوشش HVOF شامل دو فاز -CoNiCrγ و β-(Co,Ni)Al درحالی‌که پوشش LPPS متشکل از تک فاز -CoNiCrγ بود. ناپدید شدن فاز β در پوشش LPPS پس از پاشش ناشی از انحلال در جت پلاسما و عدم بازیابی آن در شرایط کوئنچ سریع و انجماد غیر تعادلی بود. این فاز پس از عملیات حرارتی بازیابی شد. ریزساختار پوشش LPPS به دلیل لایه‌نشانی در فشار پایین اکسیژن در محفظه خلأ دارای اکسید بسیار کمتری نسبت به پوشش HVOF بود. پس از 200 ساعت آزمایش اکسیداسیون، میزان فاز β (به‌عنوان معیار مقاومت به اکسیداسیون) به‌طور کامل در پوشش LPPS مصرف شد درحالی‌که پوشش HVOF شامل رسوبات باقیمانده β بود. میانگین ضخامت لایه TGO برای پوشش HVOF و LPPS به ترتیب 0.3± 5.2 و 0.4± 7.1 میکرومتر محاسبه شد. حضور اکسیدهای پراکنده در ریزساختار، زبری پایین‌تر و ساختار متراکم‌تر پوشش HVOF به‌عنوان دلایل مقاومت به اکسیداسیون بالاتر آن نسبت به پوشش LPPS پیشنهاد شدند.

چکیده انگلیسی:

In this research, CoNiCrAlY powder was deposited by high-velocity oxy-fuel (HVOF) and low-pressure plasma spraying (LPPS) processes on IN738 nickel-based superalloy substrates. The high-temperature oxidation test was performed on the coatings at a temperature of 1050 ̊C and a time of 200 hours in a muffle furnace. The microstructure and phase composition of the coatings were investigated by SEM and XRD before and after the oxidation test. The porosity (volume percentage) and surface roughness (micrometer) were measured for HVOF coating as 0.6 and 4.4, and for LPPS coating as 2 and 6.62, respectively. The HVOF coating consisted of γ-CoNiCr and β-(Co,Ni)Al, while the LPPS coating included a single phase γ-CoNiCr. The disappearance of the β phase in the LPPS coating after spraying was due to dissolution in the plasma jet and its non-recovery in the conditions of rapid quenching and non-equilibrium solidification. This phase was recovered after heat treatment. The microstructure of the LPPS coating had much less oxide than the HVOF coating due to depositing at low oxygen pressure in the vacuum chamber. After 200 hours of oxidation test, the amount of β phase (as an oxidation resistance criterion) was completely consumed in the LPPS coating, while the HVOF coating contained the retained β deposits. The average thickness of TGO layer for HVOF and LPPS coatings was 5.2 and 7.1 μm, respectively. The dispersed oxides in the microstructure, lower roughness and denser structure of HVOF coating were reasons for the higher oxidation resistance of HVOF coating than LPPS.

منابع و مأخذ:

[1] N. Czech & W. Stamm, "Optimisation of MCrAlY Type Coatings for Single Crystal and Convential Cast Gas Turbine Blades", High Temperature Surface Engineering, CRC Press, pp. 61-65, 2020.

[2] A. Niaz, Al-Fuhaid & M. I. Faraz, "Understanding Corrosion Degradation Processes of a Multi-Component CoNiCrAlY-Coating System", Coatings, vol. 12, no. 10, p. 1396, 2022.

[3] E. Bakan, D. E. Mack, G. Mauer, R. Vaßen, J. Lamon & N. P. Padture, "High-temperature materials for power generation in gas turbines", In Advanced ceramics for energy conversion and storage, pp. 3-62, 2021.

[4] پ. ز. مقدم، ر. قاسمی، ب. سعیدی، ح. دهاقین، ف. شهریاری و م. معماری، "تأثیر عملیات حرارتی بر ریزساختار و خواص مکانیکی پوشش Cr3C2-NiCr ایجاد شده توسط فرایند HVOF"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 14، شماره 4، صفحه 63-53، 1399.

[5] K. Yuan, R. L. Peng, X. H. Li, S. Johansson & Y. D. Wang, "Some aspects of elemental behaviour in HVOF MCrAlY coatings in high-temperature oxidation", Surface and Coatings Technology, vol. 261, pp. 86-101, 2015.

[6] م. طهری، "بهینه‌سازی پارامترهای پاشش حرارتی HVOF، برای بهبود مقاومت به اکسیداسیون پوشش MCrAlY توسط روش سطح پاسخ"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 11، شماره 3، صفحه 83-75، 1396.

[7] B. Sudhangshu, "High temperature coating". Elsevier Science & Technology Books, 2007.

[8] J. R. Davis, "Handbook of Thermal Spray Coating". ASM International, 2004.

[9] E. Muehlberger & P. Meyer, "LPPS-thin film processes: overview of origin and future possibilities", Thermal Spray, 2009.

[10] F. Tang, L. Ajdelsztajn & J. M. Schoenung, "Characterization of oxide scales formed on HVOF NiCrAlY coatings with various oxygen contents introduced during thermal spraying", Scripta Materialia, vol. 51, no. 1, pp. 25-29, 2004.

[11] A. Fossati, M. Di-Ferdinando, A. Lavacchi, U. Bardi, C. Giolli & A. Scrivani, "Improvement of the isothermal oxidation resistance of CoNiCrAlY coating sprayed by High Velocity Oxygen-Fuel", Surface and Coatings Technology, vol. 204, no. 21-22, pp. 3723-3728, 2010.

[12] M. D. Ferdinando, A. Fossati & A. L. U. Bardi, "Isothermal oxidation resistance comparison between air plasma sprayed, vacuum plasma sprayed and high velocity oxygen fuel sprayed CoNiCrAlY bond coats". Surface and Coatings Technology, vol. 204, no. 15, pp. 2499-2503, 2010.

[13] W. Nowak, D. Naumenko, G. Mor, F. Mor, D. E. Mack, "Effect of processing parameters on MCrAlY bondcoat roughness and lifetime of APS–TBC systems", Surface and coatings technology, vol. 260, pp.82-89, 2014.

[14] P. L. Fauchais, M. I. Boulos & J. V. R. Heberlein, "Thermal Spray Fundamentals from Powder to Part". Springer, Boston, MA, 2014.

[15] M. Abbas, M. Smith & R. Munroe, "Microstructural investigation of bonding and melting-induced rebound of HVOF sprayed Ni particles on an aluminum substrate", Surface and Coatings Technology, vol. 402, p. 126353, 2020.

[16] K. Yuan & Z. R. Zheng, "Study on the Oxidation Behavior of LPPS MCrAlY Coatings at High Temperature: Part II Coating Microstructure Development", Materials Science Forum, vol. 1035, pp. 584-590, 2021.

[17] M. Tahari, "The effect of heat treatment and thermal spray processes on the grain growth of nanostructured composite CoNiCrAlY/YSZ powders", Journal of Alloys and Compounds, vol. 646, pp. 372-379, 2015.

[18] C. T. Sims, N. S. Stoloff & W. C. Hagel, "Superalloys II: high temperature materials for aerospace and industrial power", John Wiley & Sons, New York, 1987.

[19] M. Durand-Charre, "The microstructure of superalloys", J. H. Davidson, Gordon and breach science publishers, 1997.

[20] H. Chen & A. Rushworth, "Effects of oxide stringers on the β-phase depletion behaviour in thermally sprayed CoNiCrAlY coatings during isothermal oxidation", Journal of Materials Science & Technology, vol. 45, pp. 108-116, 2020.

[21] P. Zamani & Z. Valefi, "A comparative investigation of microstructure and high-temperature oxidation resistance of HVOF-sprayed CoNiCrAlY/nano-Al2O3 composite coatings using satellited powders", International Journal of Minerals, Metallurgy and Materials, in press, 2023.

[22] N. Rana, R. Jayaganthan & S. Prakash, "Stepwise oxidation mechanism of HVOF sprayed NiCrAlY coatings in air", Transactions of the Indian Institute of Metals, vol. 67, pp. 393-400, 2014.

[23] A. Feuerstein, J. Knapp, T. Taylor, A. Ashary, A. Bolcavage & N. Hitchman, "Technical and economic aspects of current thermal barrier coating systems for gas turbine engines by thermal spray and EBPVD: A review", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 17, no. 2, pp. 199-213, 2008.

[24] F. T. Talboom, R. C. Elam & L. W. Wilson, "Evaluation of advanced superalloy protection systems". ReprotCR7813, Houston, NASA, pp. 235-240, 1970.

[25] M. Shibata, S. Kuroda, H. Murakami, M. Ode, M. Watanabe & Y. Sakamoto, "Comparison of microstructure and oxidation behavior of CoNiCrAlY bond coatings prepared by different thermal spray processes", Materials transactions, vol. 47, no. 7, pp.1638-1642, 2006.


[26] L. Y. Ni, Z. L. Wu & C. G. Zhou, "Effects of surface modification on isothermal oxidation behavior of HVOFsprayed NiCrAlYcoatings", Progress in Natural Science: Materials International, vol. 21, no. 2, pp. 173-179, 2011.

[27] F. Tang, L. Ajdelsztajn, G. E. Kim, V. Provenzano & J. M. Schoenung, "Effects of surface oxidation during HVOF processing on the primary stage oxidation of a CoNiCrAlY coating", Surface and Coatings Technology, vol. 185, no. 2-3, pp. 228-233, 2004.

[28] W. X. Weng, Y. M. Wang, Y. M. Liao, C. C. Li & Q. Li, "Comparison of microstructural evolution and oxidation behaviour of NiCoCrAlY and CoNiCrAlY as bond coats used for thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 352, pp. 285-294, 2018.

متن کامل:



فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، سال هجدهم –  شماره اول –  بهار 1403 (شماره پیاپی 68)، ص­ص. 61-72
	فصلنامه علمی پژوهشی فرآیندهای نوین در مهندسی مواد ma.iaumajlesi.ac.ir

مطالعه مقایسه­­ای ریزساختار، ترکیب فازی و مقاومت به اکسیداسیون پوشش CoNiCrAlY ایجاد شده توسط فرایندهای HVOF و LPPS

 

مقاله پژوهشی

 پژمان زمان مقدم 1*، ضیاء والفی 2

 

1- دانشجوی دکتری، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، مجتمع دانشگاهی مواد و فناوری­های ساخت.

2- دانشیار، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، مجتمع دانشگاهی مواد و فناوری­های ساخت.

* [e-mail]

 

 

اطلاعات مقاله		چکیده
دریافت: 30/02/1402 پذیرش: 17/07/1402		در این تحقیق، پودر CoNiCrAlY توسط فرایندهای پاشش حرارتی سوخت اکسیژن سرعت‌بالا (HVOF) و پاشش پلاسمایی فشار پایین (LPPS) روی زیرلایه­هایی از جنس سوپر آلیاژ پایه نیکل IN738 پوشش­دهی شدند. آزمایش اکسیداسیون دمای بالا در دمای ℃ 1050 و زمان­ 200 ساعت در کوره مافلی روی پوشش­ها انجام شد. ریزساختار و ترکیب فازی پوشش­ها قبل و بعد از آزمایش اکسیداسیون توسط SEM و XRD بررسی شدند. نتایج نشان دادند که میزان تخلخل (درصد حجمی) و زبری سطح (میکرومتر) برای پوشش­ HVOF به ترتیب 6/0 و 4/4 و برای پوشش LPPS به ترتیب 2 و 62/6 اندازه­گیری شد. پوشش HVOF شامل دو فاز -CoNiCrγ و β-(Co,Ni)Al درحالی‌که پوشش LPPS متشکل از تک فاز -CoNiCrγ بود. ناپدید شدن فاز β در پوشش LPPS پس از پاشش ناشی از انحلال در جت پلاسما و عدم بازیابی آن در شرایط کوئنچ سریع و انجماد غیر تعادلی بود. این فاز پس از عملیات حرارتی بازیابی شد. ریزساختار پوشش LPPS به دلیل لایه­نشانی در فشار پایین اکسیژن در محفظه خلأ دارای اکسید بسیار کمتری نسبت به پوشش HVOF بود. پس از 200 ساعت آزمایش اکسیداسیون، میزان فاز β (به‌عنوان معیار مقاومت به اکسیداسیون) به‌طور کامل در پوشش LPPS مصرف شد درحالی­که پوشش HVOF شامل رسوبات باقیمانده β بود. میانگین ضخامت لایه TGO برای پوشش HVOF و LPPS به ترتیب 3/0± 2/5 و 4/0± 1/7 میکرومتر محاسبه شد. حضور اکسیدهای پراکنده در ریزساختار، زبری پایین­تر و ساختار متراکم­تر پوشش HVOF به‌عنوان دلایل مقاومت به اکسیداسیون بالاتر آن نسبت به پوشش LPPS پیشنهاد شدند.
کلید واژگان: پوشش CoNiCrAlY HVOF LPPS پاشش حرارتی اکسیداسیون دمای بالا

 

Comparative Study of Microstructure, Phase Composition, and Oxidation Resistance of CoNiCrAlY Coating Deposited by HVOF and LPPS processes

 

Pejman Zamani Moghadam1*, Zia Valefi2

 

1- Ph.D. Student, Faculty of material and manufacturing technologies, Malek Ashtar University of Technology, Tehran, Iran.

2- Assistant Professor, Faculty of material and manufacturing technologies, Malek Ashtar University of Technology, Tehran, Iran.

* [e-mail]

 

Abstract		Article Information
In this research, CoNiCrAlY powder was deposited by high-velocity oxy-fuel (HVOF) and low-pressure plasma spraying (LPPS) processes on IN738 nickel-based superalloy substrates. The high-temperature oxidation test was performed on the coatings at a temperature of 1050 ℃ and a time of 200 hours in a muffle furnace. The microstructure and phase composition of the coatings were investigated by SEM and XRD before and after the oxidation test. The porosity (volume percentage) and surface roughness (micrometer) were measured for HVOF coating as 0.6 and 4.4, and for LPPS coating as 2 and 6.62, respectively. The HVOF coating consisted of γ-CoNiCr and β-(Co,Ni)Al, while the LPPS coating included a single phase γ-CoNiCr. The disappearance of the β phase in the LPPS coating after spraying was due to dissolution in the plasma jet and its non-recovery in the conditions of rapid quenching and non-equilibrium solidification. This phase was recovered after heat treatment. The microstructure of the LPPS coating had much less oxide than the HVOF coating due to depositing at low oxygen pressure in the vacuum chamber. After 200 hours of oxidation test, the amount of β phase (as an oxidation resistance criterion) was completely consumed in the LPPS coating, while the HVOF coating contained the retained β deposits. The average thickness of TGO layer for HVOF and LPPS coatings was 5.2 and 7.1 μm, respectively. The dispersed oxides in the microstructure, lower roughness and denser structure of HVOF coating were reasons for the higher oxidation resistance of HVOF coating than LPPS.		Original Research Paper Doi:
		Keywords: CoNiCrAlY Coating HVOF LPPS Thermal Spray High-Temperature Oxidation

 

 

1- مقدمه

 

پوشش­های MCrAlY (M=Ni,Co) جهت تأمین مقاومت در برابر اکسیداسیون برای اجزای داغ توربین­های گازی استفاده می­شوند. ترکیب آلیاژ به‌گونه‌ای طراحی شده است که در دمای کاری توربین، با مصرف فاز غنی از آلومینیوم β-NiAl یا β-CoAl، لایه محافظ –Al2O3α روی سطح پوشش تشکیل می­شود. این لایه محافظ اکسیدی یا اکسید رشد یافته حرارتی (TGO)1 با محدود کردن نفوذ اکسیژن به پوشش و ممانعت از مصرف عناصر آلیاژی، منجر به افزایش مقاومت به اکسیداسیون می­گردد [1-3].

پوشش­های­ MCrAlY عمدتاً توسط فرایندهای پاشش حرارتی سوخت اکسیژن سرعت‌بالا (HVOF) و پاشش پلاسمایی فشار پایین (LPPS یا VPS) اعمال می­شوند. فرایند HVOF یک سیستم احتراق داخلی است که یک جت شعله مافوق صوت برای گرم کردن و شتاب دادن به پودرها برای تشکیل پوشش روی سطح تولید می­کند. هدف از طراحی HVOF، همانند سایر فرایندهای پاشش حرارتی، انتقال انرژی حرارتی و سینتیکی به ذرات پودر با حداکثر بازدهی است. در دهه­های گذشته روند توسعه فرایندهای پاشش حرارتی بر مبنای افزایش سرعت ذرات و کاهش ذوبشان بوده است تا تبخیر و اکسیداسیون کمتر و پیوند مکانیکی قوی­تر طی پاشش ایجاد شود. در اين فرایند، سوخت گازي (پروپان، پروپیلن یا هیدروژن) يا مايع (کروزن) همراه با اکسيژن تحت فشار بالا وارد محفظه احتراق شده و مشتعل مي­گردد. حداکثر دمای ایجاد شده توسط این فرایند K3200-2700 است. سپس گازها منبسط شده و توسط نازل خاص به سرعت­های بالاتر از m/s 2000 می­رسند [4-6].

پوشش­های پاشش پلاسمایی توسط گرم شدن و شتاب گرفتن پودرها در یک جریان پلاسمای دما بالا تولید می­شوند. فرایند LPPS، پاشش پلاسمای تحت فشار کم (mbar 200-50) است [7]. پوشش­دهی NiCrAlY در فضای حاوی اکسیژن، باعث اکسیداسیون پوشش و تشکیل مرزهای اکسیدی و درنتیجه موجب تضعیف خواص دما بالای پوشش می­شود. روش LPPS به دلیل انجام فرایند در فشار پایین، فرایندی ایده­آل جهت اعمال آلیاژ فعال MCrAlY محسوب می­شود [8]. در فرایند LPPS جهت حذف اکسیژن در طول فرایند پوشش­دهی، تفنگ پاشش پلاسمایی به همراه قطعه کار، داخل محفظه­ای با فشار mbar 100 -10 که توسط یک گاز خنثی پر می­شود، قرار می‌گیرد [9].

تانگ و همکاران2 [10] گزارش کردند که پوشش MCrAlY با مقدار بالاتر اکسیژن، دارای اکسیدهای غنی از Al بیشتری است. درنتیجه مقدار Al موجود (اکتیویته Al) برای تشکیل لایه TGO کاهش می­یابد. درنتیجه در یک حد بحرانی، احتمال رشد اکسیدهای غیر محافظ اسپینل افزایش می­یابد. فساتی و همکاران3 [11]، به مطالعه رفتار اکسیداسیون دو پوشش CoNiCrAlY HVOF با ترکیب مشابه ولی مقدار اکسیژن مختلف پرداختند. آن‌ها مقاومت به اکسیداسیون بالاتری از پوشش با مقدار اکسیژن بالاتر مشاهده کردند. دلیل این رفتار، تشکیل جوانه­های آلومینا طی پاشش روی سطح اسپلت و درنتیجه بهبود چسبندگی و رشد لایه TGO پیشنهاد شد. فردیناند و همکاران4 [12] رفتار اکسیداسیون پوشش CoNiCrAlY ایجاد شده توسط فرایندهای LPPS و HVOF را مطالعه کردند. پس از آزمایش اکسیداسیون به مدت 3000 ساعت در دمای ℃ 1000، مقاومت به اکسیداسیون پوشش HVOF بهتر از LPPS بود. دلیل آن، تشکیل رگه­های اکسیدی روی سطح ذرات طی پاشش HVOF و حضور فاز β پس از آزمایش اکسیداسیون بود. درحالی­که پوشش LPPS کاملاً از فاز β تخلیه شده بود. از طرفی ناواک و همکاران5 [13] ثابت کردند که اگرچه پوشش­های HVOF مقاومت به اکسیداسیون هم‌دما بهتری دارند اما مقاومت لایه TGO در برابر شوک­های حرارتی به دلیل پروفیل سطح صاف­تر در پوشش­های HVOF و به هم پیوستن راحت­تر ترک­ها نسبت به پوشش­های LPPS ضعیف­تر است.

مقایسه مقاومت به اکسیداسیون و ارتباط آن با ریزساختار و ترکیب فازی پوشش­های CoNiCrAlY ایجاد شده توسط HVOF و LPPS به مطالعات بیشتری نیاز دارد؛ بنابراین، هدف نگارش مقاله حاضر، ایجاد پوشش CoNiCrAlY توسط فرایندهای HVOF و LPPS و مقایسه ریزساختار و ترکیب فازی و همچنین عملکرد اکسیداسیونشان در دمای ℃ 1050 است.

 

2- روش تحقیق

در این پژوهش، زیرلایه سوپر آلیاژ پایه نیکل Inconel 738 با ابعاد 20 * 20 * 5 میلی‌متر استفاده شد. آنالیز ترکیب شیمیایی این آلیاژها به روش طیف­سنجی گسیل جرقه­ای (SES)6 توسط دستگاه کوانتومتری در جدول (1) ارائه شده است. قبل از پوشش­دهی، عملیات ذره­پاشی ذرات آلومینا مش 36 با فشار 5 بار جهت افزایش زبری روی سطح زیرلایه­ها انجام شد. زبری میانگین سطح زیرلایه­ها پس از عملیات ذره­پاشی حدود 8 تا 9 میکرومتر بود. جهت تمیز کردن و چربی­گیری، سطح زیرلایه­ها قبل از پوشش­دهی با استون شست­وشو شد.

پودر پایه کبالت CoNiCrAlY با نام تجاری AMPERIT 415.001، با شکل کروی و توزیع 22 تا 45 میکرومتر جهت پوشش­دهی توسط فرایندهای HVOF و LPPS تهیه شد. فرایند HVOF مجهز به مشعل JP-5000، بود. این دستگاه از ترکیب اکسیژن با هوای فشرده به همراه سوخت مایع کـروزن (C12H26) استفاده می­کند. طی پوشش­دهی زیرلایه­ها توسط گاز نیتروژن خنک­کاری شدند. پارامترهای ایجاد پوشش HVOF در جدول (2) آورده شده­اند (شماتیک شکل 1 الف). پوشش­دهی‌ LPPS با استفاده از دستگاه پاشش پلاسمایی F4 (سولزر-متکو) در یک محفظه خلأ آبگرد ایجاد شد. جهت حذف اکسیژن، ابتدا محفظه خلأ تا فشار 2 میلی بار تخلیه و سپس تا فشار کاری 150 میلی بار توسط گاز آرگون (خلوص 999/99) پر شد. پارامترهای پاشش پلاسمایی در جدول (3) آورده شده است (شماتیک شکل 1-ب).

 

جدول (1): ترکیب شیمیایی زیرلایه سوپرآلیاژ Inconel 738.

Ni	Cr	Co	Ti	Al	W	Ta	Trace elements (Nb, C, P, etc.)
Base	16.0	8.5	3.4	3.4	2.6	1.75	1

 

 

شکل (1): شماتیک فرایندهای پوشش­دهی: الف) پوشش­دهی HVOF و ب) پوشش­دهی LPPS.

 

جدول (2): پارامترهای ایجاد پوشش HVOF.

نرخ جریان سوخت (mL/min)	400
نرخ اکسیژن (l/min)	900
فاصله پاشش (cm)	35
نرخ گاز حامل (l/min)	14
نرخ تغذیه پودر (g/min)	50
فشار محفظه احتراق (bar)	9/7
سرعت خطی مشعل (m/s)	3/0

 

جدول (3): پارامترهای ایجاد پوشش LPPS.

آرگون (bar)	5/2
هیدروژن (bar)	5/2
فاصله پاشش (cm)	12
نرخ گاز حامل (slpm)	2
جریان (I)	650
ولتاژ (V)	50

 

آماده­سازی نمونه­های متالوگرافی مطابق با استاندارد ASTM E1920 انجام شد. از مورفولوژی و سطح مقطع نمونه­های متالوگرافی، تصاویر میکروسکوپی الکترونی روبشی (SEM) تهیه گردید. محاسبه درصد اکسید در پوشش­ها توسط آنالیز تصاویر نوری و الکترون­های برگشتی با استفاده از نرم­افزار MIP cloud انجام شد. به‌طوری‌که درصد تخلخل محاسبه شده از آنالیز تصویر الکترون­های برگشتی از مجموع درصد تخلخل و اکسید حاصل از آنالیز تصویر نوری تفریق گردید و درصد حجمی اکسید به دست آمد. همچنین به‌منظور تعیین ترکیب شیمیایی فازهای مختلف، آنالیز توزیع عناصر EDS نیز روی پوشش­ها انجام شد. زبری میانگین سطح (Ra) پوشش­ها توسط دستگاه زبری­سنج سوزنی مدل MITUTOYO SJ-201 اندازه­گیری شد.

جهت شناسایی فازهای موجود در پودر، پوشش­ها پس از پاشش و پس از آزمایش­ اکسیداسیون، از دستگاه پراش­سنج پرتوایکس فیلیپس مدل PW3710 استفاده شد. فازشناسی الگوهای پراش­سنجی پرتوایکس توسط نرم‌افزار XPert HighScore Plus انجام شد.

به‌منظور ارزیابی رفتار اکسیداسیون پوشش­های پس از پاشش، نمونه­های آزمون به مدت 200 ساعت در کوره­ مافلی با دمای ℃1050 قرار داده شدند. جهت بررسی رفتار اکسیداسیون دمای بالا، مقطع عرضی از نمونه­های پوشش داده شده توسط وایرکات آماده شدند و پس‌ازآن سطح برش خورده توسط سنباده‌زنی و پولیش­کاری پرداخت شد. میانگین ضخامت لایه TGO با اندازه­گیری 30 ناحیه مختلف پوشش­ها محاسبه شد.

 

3- نتایج و بحث

تصویر میکروسکوپی از پودر تجاری مورد استفاده در شکل (2) نشان داده شده­اند. شکل (2) مورفولوژی کروی پودر CoNiCrAlY را نشان می­دهد. مطابق با آنالیز EDS، این پودر حاوی (درصد وزنی) 8/36 کبالت، 9/33 نیکل، 5/21 کروم، 2/7 آلومینیوم و 6/0 ایتریم است.

 

شکل (2): پودر CoNiCrAlY تجاری مورد استفاده.

 

تصاویر میکروسکوپی پوشش­های CoNiCrAlY ایجاد شده توسط فرایندهای HVOF و LPPS در شکل (3) نشان داده شده است. پوشش­ها دارای ضخامت نسبتاً یکنواخت بوده و هیچ‌گونه ترکی در فصل مشترک پوشش و زیرلایه مشاهده نمی­شود. نواحی تیره در فصل مشترک پوشش و زیرلایه (مشخص شده با پیکان قرمز)، ذرات ساینده (Al2O3) به دام افتاده ناشی از عملیات ذره پاشی هستند. در تصاویر سطح مقطع، ساختار لایه­ای شامل ذرات ذوب نشده، تخلخل و ذرات کاملاً پهن شده (اسپلت) که از ویژگی­های پوشش پاشش حرارتی هستند، مشاهده می­شود. پوشش ایجاد شده توسط فرایند HVOF دارای ساختار متراکم­تر و همگن­تر نسبت به پوشش­ LPPS می­باشد. میزان تخلخل پوشش­های HVOF و LPPS با استفاده از آنالیز تصاویر میکروسکوپی به ترتیب 2/0± 6/0 و 4/0± 2 درصد حجمی محاسبه شد.

برای فهم چگونگی تشکیل ریزساختار این پوشش­ها، اتفاقات متوالی طی رسوب یک ذره روی زیرلایه و انجماد آن دنبال می­شوند. بر اساس اصول پاشش حرارتی HVOF، از انرژی حرارتی (K 3200-2700) یک مشعل برای خمیری کردن و پرتاب ذرات با سرعت بالا (m/s 700) روی زیرلایه استفاده می­شود. ذرات پودری تزریق­شده به داخل مشعل، طی گذر از میان آن خمیری شده و با سرعت زیاد به سمت زیرلایه پرتاب می­شوند. ذرات ذوب شده یا گرم شده به سطح زیرلایه که برای بهبود چسبندگی زبر شده است، برخورد می­کنند. این ذرات به‌وسیله نیروی ضربه­ای، وابسته به دما، سرعت و وضعیت اکسیداسیون طی پاشش با درجه پهن شوندگی مختلفی، با سرعت سرد شدن بسیار زیاد (حدود K/s103) روی سطح منجمد می­شوند. نرخ سرمایش بالا به دلیل اختلاف بسیار زیاد دمای ذرات و زیرلایه است. مکانیزم چسبندگی ذرات به زیرلایه و در ادامه مکانیزم هم­چسبی7 ذرات به یکدیگر قفل­شوندگی مکانیکی حین انجماد می­باشد. در ادامه ذرات ذوب شده یا گرم شده به‌طور پیوسته روی ذراتی که قبلاً منجمد شده­اند، رسوب کـرده و پـوششی با مورفولوژی لایه‌لایه، تشکیل می­دهند [14-15].

 

 

شکل (3): تصاویر SEM سطح مقطع پوشش­ها: الف) HVOF CoNiCrAlY و ب) LPPS CoNiCrAlY.

 

هرگونه عدم هم­چسبی و ترشوندگی منجر به ایجاد فضاهای خالی (تخلخل) در پوشش­های پاشش حرارتی می­گردد. بنابراین، ذرات ذوب نشده می­توانند منشأ تخلخل باشند. رگه­هایی تیره‌رنگ در تصاویر میکروسکوپی ریزساختار پوشش­ها مشاهده شد. در پوشش­های پاشش پلاسما این رگه­ها می­توانند ناشی از اکسیداسیون طی پاشش یا جدایش بین اسپلت­ها به دلیل سرعت کم طی برخورد و نرخ سرد شدن بسیار بالا (106 K/s) پس از برخورد باشند. به‌منظور شفاف­سازی، آنالیز توزیع عناصر اکسیژن، آلومینیوم و ایتریم از سطح مقطع پولیش شده پوشش LPPS در شکل (4) آورده شده است. همان‌طور که از مقایسه تصاویر فهمیده می­شود، بخش کمی از رگه­های تیره شامل اکسیدهای Al2O3 و AlXYyOz (داخل بیضی­ها) و بقیه جدایش (فلش­ها) بین اسپلت­ها هستند. جدایش بین لایه­های مختلف دو منشأ عمده دارد. ذرات ذوب نشده که منطقه سردتر جت پلاسما به سطح می­رسند، قابلیت ترشوندگی کمی داشته و به دلیل سرعت کم طی برخورد (m/s500-300) هم­چسبی مناسبی ایجاد نمی­کنند [14]. از طرفی در ذرات ذوب شده آمده از منطقه داغ پلاسما که پس از برخورد کاملاً پهن می­شوند (اسپلت)، تنش­های بسیار بالایی پس از انقباض ایجاد شده که منجر به جدایش آن‌ها از لایه­ مجاور می­گردد.

 

 

شکل (4): آنالیز توزیع عناصر اکسیژن، آلومینیوم و ایتریم از سطح مقطع پولیش شده پوشش­ LPPS CoNiCrAlY پس از پاشش.

 

الگوهای XRD پودر CoNiCrAlY و پوشش­ها در شکل (5) نشان داده شده­اند. همان‌طور که دیده می­شود، پودر CoNiCrAlY از دو فاز γ-CoNiCr و β-(Co,Ni)Al تشکیل شده است. γ فازی FCC با پارامتر شبکه نزدیک به 358/0 نانومتر و β  فازی B2 مشابه با NiAl و CoAl با پارامتر شبکه تقریباً 286/0 نانومتر است [16]. نمایان شدن فاز β به‌صورت طیف زمینه در زاویه 2Ө=43̊ الگوی XRD پودر اولیه، نشان‌دهنده حضور عمده آن به‌صورت محلول جامد در شبکه γ است. این به دلیل فرایند تولید پودر اتمیزاسیون است ]17[. همان‌طور که دیده می­شود پوشش CoNiCrAlY HVOF شامل فازهای محلول جامد γ و β است. ارتفاع کم پیک فاز β نشان‌دهنده مقدار کم رسوبات فاز غنی از Al در پوشش HVOF است. در پوشش CoNiCrAlY عمدتاً فاز محلول جامد γ مشاهده می­شود. مقایسه الگوی XRD پوشش­ LPPS با HVOF (شکل 5) نشان می­دهد که زوایای پیک­های پوشش LPPS (2Ө) به میزان 3/0 درجه نسبت به پوشش HVOF افزایش (جابجایی به سمت چپ نمودار XRD) یافتند که نشان‌دهنده حضور تنش­های کششی بیشتر در پوشش LPPS است [14]. این تنش­ها طی پاشش حرارتی و انقباض سریع ذرات داغ ایجاد شده­اند. حل شدن رسوبات β  در زمینه نیز می­تواند منبع این تنش باشد. این تنش­های کششی یکی از دلایل ایجاد جدایش بین اسپلت­ها و آشکار شدن رگه­های باریک تیره در ریزساختار سطح مقطع پوشش­های LPPS در شکل (4) است. همچنین نسبت شدت بلندترین پیک γ به β برای پوشش LPPS بسیار بیشتر از پوشش HVOF است که به دلیل انحلال فاز β طی فرایند LPPS و عدم بازیابی آن به دلیل انجمـاد بسیـار سریع و غیـر تعادلی است. در نتیجه تنش­های کششی بالاتر و میزان فاز β کمتری در پوشش LPPS در مقایسه با پوشش HVOF پس از پاشش حرارتی وجود دارد.

 

 

شکل (5): الگوهای XRD پودر CoNiCrAlY و پوشش­های متناظر ایجادشده توسط HVOF و LPPS.

 

تصاویر میکروسکوپی از سطح رویی پوشش­ها در شکل (6) آورده شده­اند. این شکل، آخرین لایه منجمد شده در فرایندهای پوشش­دهی را نشان می­دهد. همان‌طور که در این شکل­ها مشاهده می­شود، این لایه حاوی ذراتی است که با درجه­ی پهن­شوندگی متفاوت روی سطح رسوب کرده­اند. این امر منجر به ایجاد پستی‌وبلندی­ و درنتیجه زبری سطح پوشش می­شود. زبری سطح پوشش­های LPPS و HVOF به ترتیب 5/0± 62/6 و 5/0± 4/4 میکرومتر اندازه­گیری شد.

تفاوت در ریزساختار پوشش­های HVOF و LPPS ناشی از تجربه حرارتی متفاوت پودر طی هر فرایند پاشش است. در فرایند HVOF، ذرات پودر در معرض دمای شعله K3200-2700 در مدت زمان بسیار کوتاه قرار می­گیرند. این منجر به ذوب شوندگی ناقص ذرات پودر می­شود و درنتیجه ریزساختار دوفازی γ+β در پوشش باقی می­ماند. از طرف دیگر، در پوشش­ LPPS، به دلیل دمای بسیار زیاد جت پلاسما (K1000<) و سرعت کمتر ذرات، پودر برای مدت زمان بیشتری در معرض دمای بالا قرار می­گیرد. این منجر به ذوب کامل تقریباً تمام ذرات پودر می­شود. ذرات ذوب شده بـه‌محض بـرخورد بلافاصله سرد شده و فرصت رسوب­گذاری به فاز β نمی­دهند. درنتیجه در پوشش­ LPPS ریزساختار تک فاز γ تشکیل شد. نرخ­های انجماد بیش از K/s 5  108 برای ذرات Nb پاشش پلاسمایی شده روی زیرلایه­های فولادی گزارش شده است [18-19]. نرخ­های سرمایش ذرات پاشش پلاسمایی شده بالاتر از بیشترین نرخ سرمایش ذرات اتمیزه شده (K/s 5  105) است. دلیل آن، انجماد ذرات مذاب آمده از جت پلاسما روی زیرلایه سرد است. درنتیجه، علاوه بر همرفت و تابش، مکانیزم رسانش نیز نقش مهمی در اتلاف حرارت ایفا می­کند.

 

 

شکل (6): تصاویر SEM سطح رویی پوشش­ها: الف) HVOF CoNiCrAlY و ب) LPPS CoNiCrAlY.

 

به‌طورکلی، پوشش­ LPPS در مقایسه با پوشش­ HVOF مقادیر بیشتری ذرات ذوب شده نشان دادند. مقایسه تصاویر سطح مقطع و سطح روی پوشش­ها در شکل­های (3) و (6) این نکته را تائید می­کند. ازاین‌رو نواحی دو فازی γ+β بیشتری در پوشش­ HVOF پس از پاشش حضور دارند. اگرچه درجه ذوب شوندگی در پوشش­ LPPS بالاتر است، اما مقایسه تصاویر میکروسکوپی و اعداد به‌دست‌آمده از آزمایش زبری سنجی اثبات می­کنند که درجه پهن شوندگی در پوشش­ HVOF بالاتر است که دلیل آن سرعت بالاتر ذرات خمیری شده موقع برخورد به سطح است. این عامل منجر به درصد تخلخل کمتر پوشش­ HVOF در مقایسه با LPPS نیز شده است؛ زیرا سرعت بالای ذرات طی برخورد منجر به پر شدن حفرات لایه­ زیرین شده و تخلخل پوشش را کاهش می­دهد. شکل (7)، بازیابی و توزیع یکنواخت فاز β در پوشش LPPS را پس از عملیات حرارتی را نشان می­دهد. در حالی که در پوشش پس از پاشش (شکل 7 - الف)، مقادیر کمی رسوبات β در ذرات ذوب نشده مشاهده شد. پیش از این انحلال فاز β در پوشش LPPS در تحلیل XRD بحث شد که با تصاویر میکروسکوپی مطابقت دارد. مقدار فاز غنی از آلومینیوم β به دلیل تأمین Al لازم برای تشکیل لایه محافظ Al2O3 به‌عنوان معیار مقاومت به اکسیداسیون محسوب می­شود [20-21].

 

 

شکل (7): تصویر سطح مقطع پوشش LPPS CoNiCrAlY:

الف) پس از پـاشش و ب) پس از عملیات حـرارتی 5 ساعت در دمای  1050.

 

تصاویر سطح مقطع پوشش­های HVOF و LPPS پس از آزمایش اکسیداسیون در دمای ℃ 1050 به مدت 200 ساعت در شکل­ (8) داده شده است. همان‌طور که در شکل (8 – الف) مشاهده می­شود پوشش HVOF شامل سه ناحیه است: تخلیه‌شده از فاز β نزدیک سطح پوشش، ناحیه دو فاز γ+β وسط پوشش و ناحیه درهم نفوذی IDZ در فصل مشترک بین پوشش و زیرلایه. درحالی­که تمامی فاز β در پوشش LPPS (شکل 8- ب) مصرف شده است و تمام پوشش شامل تک فاز γ است. ناحیه تخلیه شده از فاز β، نشانگر مصرف آلومینیوم از فاز β برای تشکیل لایه Al2O3 است. همچنین ناحیه بین نفوذی به دلیل نفوذ Al در زیرلایه به دلیل اختلاف غلظت آلومینیوم در زیرلایه Inconel 738 و پوشش است.

 

 

شکل (8): تصاویر سطح مقطع پوشش­ها پس از آزمایش اکسیداسیون به مدت 200 ساعت در دمای ℃ 1050: الف) HVOF CoNiCrAlY و ب) LPPS CoNiCrAlY.

 

تصاویر سطح مقطع پوشش­ها پس از اکسیداسیون در بزرگنمایی بالاتر در شکل 9 نشان می­دهد که ضخامت لایه رشد یافته حرارتی (TGO) روی پوشش LPPS از پوشش HVOF بیشتر است. میانگین ضخامت لایه TGO برای پوشش HVOF و LPPS به ترتیب 3/0± 2/5 و 4/0± 1/7 میکرومتر محاسبه شد. با توجه به مقدار β باقیمانده بیشتر و ضخامت لایه TGO کمتر در پوشش HVOF نسبت به LPPS می­توان نتیجه­گیری کرد که پوشش HVOF مقاومت به اکسیداسیون بالاتری نسبت به پوشش LPPS دارد.

 

 

شکل (9): تصاویر سطح مقطع پوشش­ها پس از آزمایش اکسیداسیون به مدت 200 ساعت در دمای ℃ 1050: الف) HVOF CoNiCrAlY و ب) LPPS CoNiCrAlY.

 

رانا و همکاران8 [22]، دلیل بیشتر بودن مقاومت به اکسیداسیون پوشش­های HVOF نسبت به LPPS را اکسیداسیون ذرات طی فرایند HVOF پیشنهاد کرده­اند. آن‌ها گزارش کردند که حضور اکسیدهای پراکنده در ریزساختار پوشش می­تواند مانع از نفوذ عناصر آلیاژی شده و در نتیجـه مقـاومت به اکسیـداسیـون پـوشش را بهبـود می­بخشد.

ویژگی مهم دیگر پوشش­های ایجادشده توسط پاشش حرارتی، زبری سطح بالاتر پوشش LPPS (62/6 میکرومتر) در مقایسه با پوشش HVOF (4/4) به دلیل درجه پهن شوندگی کمتر طی پاشش پلاسمایی طی برخورد به زیرلایه یا لایه قبلی است. محققان معتقدند که با افزایش زبری سطح، سطح مؤثر پوشش افزایش یافته و منجر به افزایش اکتیویته اکسیژن و درنتیجه افزایش واکنش­های اکسیداسیون می­شود. فوئرشتاین و همکاران9 [23-24] نشان دادند که تخلیه Al در ناهمواری­های سطح شدیداً به هندسه و حجم هر ناهمگونی بستگی دارد. آن‌ها گزارش کردند که با افزایش زبری و درنتیجه نسبت سطح به حجم ناهمگونی­ها، تخلیه Al تسریع می­یابد و اکسیدهای غیر محافظ تشکیل می­شوند. طی اکسیداسیون فاز غنی از آلومینیوم β با گذشت زمان کاهش یافته و صرف تشکیل لایه اکسیدی روی سطح پوشش می­شود. سپس ریزساختار پوشش دچار استحاله γ→β می­گردد. با توجه به مقدار زیاد کبالت در آلیاژ امکان تشکیل فاز ˊγ در ریزساختار پوشش وجود ندارد. حد بحرانی آلومینیوم برای استحاله فاز بتا 8/6 درصد وزنی گزارش شده است [25].

حضور یک لایه اکسیدی دوتایی در سطح مقطع هر دو پوشش­ دیده شد. تصویر سطح مقطع پوشش LPPS CoNiCrAlY در شکل (10) به‌وضوح نشان می­دهد که لایه TGO از دو قشر مجزا تشکیل شده است. آنالیز توزیع عناصر به‌خوبی نشان می­دهد که لایه تیره پایینی غنی از آلومینیوم و اکسیژن (-Al2O3α) و لایه روشن بالایی مخلوطی از کروم، کبالت، نیکل، آلومینیوم و اکسیژن (اکسیدهای اسپینل) است [14 و 16].

 

شکل (10): آنالیز توزیع عناصر از سطح مقطع لایه TGO پوشش LPPS نشان‌دهنده تشکیل لایه اکسیدی دوتایی و وقوع اکسیداسیون داخلی.

 

همچنین در شکل (10) وقوع اکسیداسیون داخلی در پوشش LPPS CoNiCrAlY مشاهده می­شود. همچنین مقایسه تصاویر (8- الف) و (8- ب) و همچنین (9- الف) و (9-ب) نشان می­دهند که برخلاف پوشش HVOF در پوشش LPPS اکسیداسیون داخلی رخ داده است. این به دلیل تخلخل بالاتر پوشش LPPS (2 درصد حجمی) نسبت به پوشش HVOF است. درواقع نفوذ اکسیژن مولکولی در فضای خالی بین لایه­های مختلف پوشش و جذب آن بین اسپلت­ها منجر به اکسیداسیون داخلی در پوشش LPPS شده است. درنتیجه تفاوت­های مشاهده شده در ریزساختار پوشش­ها تأثیر چشمگیری در مقاومت به اکسیداسیون آنها دارد.

نی و همکاران10 [26] اثبـات کردند کـه زبری سطح بالا می­تواند منجر به افزایش سرعت تشکیل اکسیدهای ناخواسته روی اکسید آلومینیوم شود. با مصرف فاز β و کاهش اکتیویته Al، انحلال Cr و Ni در لایه اکسیدی افزایش می­یابد [27]. این پدیده می­تواند منجر به نفوذ رو به بالای Cr و Ni از لایه اکسیدی به سطح شده و در جایی که اکتیویته اکسیژن همچنان بالاست، فازهای اکسیدی جدید از جمله اسپینل تشکیل دهند. بر این اساس، با کاهش یا اتمام منبع Al، فازهای اسپینل متعددی تشکیل می­شوند. مورفولوژی اکسیدهای متخلخل و غیر محافظ اسپینل روی سطح پوشش HVOF در شکل (11) نشان داده شده است.

 

 

شکل (11): مورفولوژی سطح پوشش HVOF CoNiCrAlY پس از اکسیداسیون نشان‌دهنده حضور اکسیدهای اسپینل.

 

دو تئوری برای توضیح دلیل ایجاد لایه اکسیدی دوتایی وجود دارند. تئوری اول، زبری سطح پوشش­ را دلیل رشد لایه دوم فرض می­کند. مطابق با این تئوری، سطح مؤثر پوشش زبرتر، بیشتر است و تخلیه عناصر با نرخ بیشتری رخ می­دهد. تئوری دوم محل­های جوانه­زنی را که پیش از اکسیداسیون و طی پاشش حرارتی تشکیل شده­اند، مسئول می­داند. در تحقیق حاضر پوشش LPPS دارای بیشترین زبری و بیشترین ضخامت لایه TGO است که با تئوری اول همخوانی دارد. از طرف دیگر آلیاژ CoNiCrAlY مورد استفاده دارای مقدار حجمی فاز β کمی است و احتمال تشکیل اکسید فلزات دیگر از فاز β بالاتر است درنتیجه محل­های جوانه­زنی اکسیدهای ناخواسته مطابق با تئوری دوم بیشتر است [28]. برای تشکیل تک لایه α-Al2O3، باید مقدار آلومینیوم زیر فصل مشترک اکسید و پوشش به‌اندازه کافی بالا باشد تا طی مرحله اولیه اکسیداسیون نفوذ سریع داشته باشد. در مورد یک سیستم تک فازی شامل بین فلزی NiAl، مقدار آلومینیوم در تمامی نواحی زیر فصل مشترک یکنواخت است که منجر به پایداری لایه آلومینا می­شود. درحالی­که در سیستم­های چند جزئی از قبیل CoNiCrAlY وضعیت پیچیده­تر است. در این وضعیت، هر دو فاز γ و β برای تشکیل α-Al2O3 سهیم هستند.

در مورد سیستم­های آلیاژی چندتایی شامل عنصر Co و در دمای 1050 امکان تشکیل فاز ˊγ وجود ندارد و استحاله γ→β مستقیماً رخ می­دهد. در ریزساختار پوشش­های HVOF پس از آزمایش اکسیداسیون فاز ˊγ مشاهده نشد. ونگ و همکاران11 [28] گزارش کردند که استحاله مستقیم γ→β در آلیاژهای CoNiCrAlY و استحاله γ→ˊγ→β در آلیاژهای NiCoCrAlY رخ می­دهد.

زیر فصل مشترک لایه اکسیدی و پوشش، ناحیه تخلیه شده از فاز β مشاهده می­شود. این نشانگر مصرف آلومینیوم از فاز β برای تشکیل لایه TGO می­باشد. انهدام شیمیایی ناشی از تخلیه آلومینیوم طی اکسیداسیون یکی از دلایل تخریب لایه TGO محسوب می­شود (واکنش 1).

 

واکنش (1)

2Al+3O=Al2O3

 

هنگامی که تمام فاز β به γ تبدیل شود، مقدار آلومینیوم زیر فصل مشترک پوشش و TGO برای رشد لایه پوسته Al2O3 کافی نیست و درنتیجه با نفوذ یون­های Ni، Cr و Co از طریق نقایص پوسته Al2O3، یک لایه اکسیدی مخلوط به نام اسپینل (NiAl2O4) تشکیل می­شود.

 

واکنش (2)	NiAl2O4 Ni+2Al+4O=
واکنش (3)	Ni+O=NiO

 

4- نتیجه‌گیری

در این تحقیق، پودر CoNiCrAlY توسط فرایندهای پاشش حرارتی HVOF و LPPS روی زیرلایه­هایی از جنس سوپر آلیاژ IN 738 اعمال شدند. آزمایش اکسیداسیون دمای بالا در دمای ℃ 1050 و زمان 200 ساعت در هوای ساکن روی پوشش­ها انجام شد. نتایج نشان دادند که:

1- پس از پاشش حرارتی، پوشش HVOF شامل دو فاز γ+β و پوشش LPPS عمدتاً از تک فاز γ تشکیل شده بود.

2- پوشش LPPS دارای زبری (5/1 برابر) و تخلخل (3/3 برابر) بالاتر و مقدار اکسید کمتر در مقایسه پوشش HVOF بود.

3- پس از اکسیداسیون، ضخامت لایه TGO و ناحیه تخلیه فاز β برای پوشش LPPS (4/0± 1/7) از پوشش HVOF (3/0± 2/5) بیشتر بود.

4- حضور لایه اکسیدی دوتایی شامل لایه پایینی α-Al2O3 و لایه بالایی اسپینل روی سطح هر دو پوشش مشاهده شد.

5- مقاومت به اکسیداسیون بالاتر پوشش HVOF نسبت به پوشش LPPS ناشی از ریزساختار متراکم­تر، زبری سطح کمتر و عدم وقوع اکسیداسیون داخلی در آن بود.

 

5- مراجع

[1] N. Czech & W. Stamm, "Optimisation of MCrAlY Type Coatings for Single Crystal and Convential Cast Gas Turbine Blades", High Temperature Surface Engineering, CRC Press, pp. 61-65, 2020.

 

[2] A. Niaz, Al-Fuhaid & M. I. Faraz, "Understanding Corrosion Degradation Processes of a Multi-Component CoNiCrAlY-Coating System", Coatings, vol. 12, no. 10, p. 1396, 2022.

 

[3] E. Bakan, D. E. Mack, G. Mauer, R. Vaßen, J. Lamon & N. P. Padture, "High-temperature materials for power generation in gas turbines", In Advanced ceramics for energy conversion and storage, pp. 3-62, 2021.

 

[4] پ. ز. مقدم، ر. قاسمی، ب. سعیدی، ح. دهاقین، ف. شهریاری و م. معماری، "تأثیر عملیات حرارتی بر ریزساختار و خواص مکانیکی پوشش Cr3C2-NiCr ایجاد شده توسط فرایند HVOF"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 14، شماره 4، صفحه 63-53، 1399.

 

[5] K. Yuan, R. L. Peng, X. H. Li, S. Johansson &  Y. D. Wang, "Some aspects of elemental behaviour in HVOF MCrAlY coatings in high-temperature oxidation", Surface and Coatings Technology, vol. 261, pp. 86-101, 2015.

 

[6] م. طهری، "بهینه‌سازی پارامترهای پاشش حرارتی HVOF، برای بهبود مقاومت به اکسیداسیون پوشش MCrAlY توسط روش سطح پاسخ"،  فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 11، شماره 3، صفحه 83-75، 1396.

 

[7] B. Sudhangshu, "High temperature coating". Elsevier Science & Technology Books, 2007.

 

[8] J. R. Davis, "Handbook of Thermal Spray Coating". ASM International, 2004.

 

[9] E. Muehlberger & P. Meyer, "LPPS-thin film processes: overview of origin and future possibilities", Thermal Spray, 2009.

 

[10] F. Tang, L. Ajdelsztajn & J. M. Schoenung, "Characterization of oxide scales formed on HVOF NiCrAlY coatings with various oxygen contents introduced during thermal spraying", Scripta Materialia, vol. 51, no. 1, pp. 25-29, 2004.

 

[11] A. Fossati, M. Di-Ferdinando, A. Lavacchi, U. Bardi, C. Giolli & A. Scrivani, "Improvement of the isothermal oxidation resistance of CoNiCrAlY coating sprayed by High Velocity Oxygen-Fuel", Surface and Coatings Technology, vol. 204, no. 21-22, pp. 3723-3728, 2010.

 

[12] M. D. Ferdinando, A. Fossati & A. L. U. Bardi, "Isothermal oxidation resistance comparison between air plasma sprayed, vacuum plasma sprayed and high velocity oxygen fuel sprayed CoNiCrAlY bond coats". Surface and Coatings Technology, vol. 204, no. 15, pp. 2499-2503, 2010.

 

[13] W. Nowak, D. Naumenko, G. Mor, F. Mor, D. E. Mack, "Effect of processing parameters on MCrAlY bondcoat roughness and lifetime of APS–TBC systems", Surface and coatings technology, vol. 260, pp.82-89, 2014.

 

[14] P. L. Fauchais, M. I. Boulos & J. V. R. Heberlein, "Thermal Spray Fundamentals from Powder to Part". Springer, Boston, MA, 2014.

 

[15] M. Abbas, M. Smith & R. Munroe, "Microstructural investigation of bonding and melting-induced rebound of HVOF sprayed Ni particles on an aluminum substrate", Surface and Coatings Technology, vol. 402, p. 126353, 2020.

 

[16] K. Yuan & Z. R. Zheng, "Study on the Oxidation Behavior of LPPS MCrAlY Coatings at High Temperature: Part II Coating Microstructure Development", Materials Science Forum, vol. 1035, pp. 584-590, 2021.

 

[17] M. Tahari, "The effect of heat treatment and thermal spray processes on the grain growth of nanostructured composite CoNiCrAlY/YSZ powders", Journal of Alloys and Compounds, vol. 646, pp. 372-379, 2015.

 

[18] C. T. Sims, N. S. Stoloff & W. C. Hagel, "Superalloys II: high temperature materials for aerospace and industrial power", John Wiley & Sons, New York, 1987.

 

[19] M. Durand-Charre, "The microstructure of superalloys", J. H. Davidson, Gordon and breach science publishers, 1997.

 

[20] H. Chen & A. Rushworth, "Effects of oxide stringers on the β-phase depletion behaviour in thermally sprayed CoNiCrAlY coatings during isothermal oxidation", Journal of Materials Science & Technology, vol. 45, pp. 108-116, 2020.

 

[21] P. Zamani & Z. Valefi, "A comparative investigation of microstructure and high-temperature oxidation resistance of HVOF-sprayed CoNiCrAlY/nano-Al2O3 composite coatings using satellited powders", International Journal of Minerals, Metallurgy and Materials, in press, 2023.

 

[22] N. Rana, R. Jayaganthan & S. Prakash, "Stepwise oxidation mechanism of HVOF sprayed NiCrAlY coatings in air", Transactions of the Indian Institute of Metals, vol. 67, pp. 393-400, 2014.

 

[23] A. Feuerstein, J. Knapp, T. Taylor, A. Ashary, A. Bolcavage & N. Hitchman, "Technical and economic aspects of current thermal barrier coating systems for gas turbine engines by thermal spray and EBPVD: A review", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 17, no. 2, pp. 199-213, 2008.

 

[24] F. T. Talboom, R. C. Elam & L. W. Wilson, "Evaluation of advanced superalloy protection systems". ReprotCR7813, Houston, NASA, pp. 235-240, 1970.

 

[25] M. Shibata, S. Kuroda, H. Murakami, M. Ode, M. Watanabe & Y. Sakamoto, "Comparison of microstructure and oxidation behavior of CoNiCrAlY bond coatings prepared by different thermal spray processes", Materials transactions, vol. 47, no. 7, pp.1638-1642, 2006.

 

 

[26] L. Y. Ni, Z. L. Wu & C. G. Zhou, "Effects of surface modification on isothermal oxidation behavior of HVOFsprayed NiCrAlYcoatings", Progress in Natural Science: Materials International, vol. 21, no. 2, pp. 173-179, 2011.

 

[27] F. Tang, L. Ajdelsztajn, G. E. Kim, V. Provenzano & J. M. Schoenung, "Effects of surface oxidation during HVOF processing on the primary stage oxidation of a CoNiCrAlY coating", Surface and Coatings Technology, vol. 185, no. 2-3, pp. 228-233, 2004.

 

[28] W. X. Weng, Y. M. Wang, Y. M. Liao, C. C. Li & Q. Li, "Comparison of microstructural evolution and oxidation behaviour of NiCoCrAlY and CoNiCrAlY as bond coats used for thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 352, pp. 285-294, 2018.

 

6- پی­نوشت

[1] Thermally Grown Oxide

[2] Tang et al

[3] Fossati et al

[4] Ferdinando et al

[5] Nowak et al

[6] Spark Emission Spectroscopy

[7] Cohesive

[8] Feuerstein et al

[9] Ni et al

[10] Tang et al

[11] Weng et al

برای ارجاع به این مقاله از عبارت ذیل استفاده نمایید:

Please cite this article using:

Pejman Zamani Moghadam, Zia Valefi, Comparative Study of Microstructure, Phase Composition, and Oxidation Resistance of CoNiCrAlY Coating Deposited by HVOF and LPPS processes, New Process in Material Engineering, 2024, 18(1), 61-72.

 

 

 

---