Investigating the performance of vertical crack formation in oxidation and thermal shock test of nano YSZ-40%wtAl2O3 coating applied on YSZ by atmospheric plasma spraying process

Subject Areas :

Saeid Taghi-ramezani ¹ , Zia Valefi ²

1 - M.Sc. in Corrosion engineering, Malek-e-Ashtar University of Technology, Tehran, Iran
2 - Faculty of Materials & Manufacturing Processes, Malek-e-Ashtar University of Technology, Tehran, Iran

Received: 2023-04-15 Accepted : 2024-09-22 Published : 2024-10-07

Keywords: Diffusion barrier, YSZ-Al2O3, Vertical crack, High temperature oxidation, Thermal shock,

Abstract :

The purpose of this research is to investigate the performance of vertical cracks along the thickness of YSZ-40%wtAl2O3 coating and to improve the resistance to oxidation and thermal shock of thermal barrier coatings by creating a layer of YSZ-Al2O3 applied on the YSZ by atmospheric plasma spraying. In this research, YSZ-40%wtAl2O3 powder was synthesized using co-precipitation process and then applied on the YSZ by atmospheric plasma spraying process. High temperature oxidation test at 1100 ˚C and thermal shock test at 1000 ˚C were performed. The structural and phase characteristics of the coatings were investigated using optical microscope, field emission scanning electron microscope (FE-SEM) and X-ray diffractometry (XRD). The structural comparison of the samples showed that the use of the YSZ-40%wtAl2O3 eutectic compound due to the decrease in the melting temperature of the compound and the increase in the melting which brings the proper contact between the splats. This coating showed 18.6% increase in oxidation resistance compared to conventional TBC. Also, the findings showed that the decomposition of the un-pyrolysed precursor in the coating structure of YSZ-40%wtAl2O3 leads to the creation of vertical cracks in the coating structure, which as the oxidation time increases, the number of vertical cracks with a certain distance in the coating structure will also increase. Also, the suitability of the vertical cracks created in the YSZ-40%wtAl2O3 coating, in terms of stress tolerance, increases the ability of the coating to release the stresses during thermal cycles and finally leads to increase in the durability of the coating.

References:

[1] R. Vassen, A. Stuke & D. Stöver, "Recent developments in the field of thermal barrier coatings", Journal of thermal spray technology, vol. 18, pp. 181-186, 2009.

[2] ر. سحرخیز، ض. والفی، م. میرجانی و س تقی رمضانی، "مقایسه ریزساختار و مقاومت به اکسیداسیون دما بالای پوشش‌های NiCrAlY ایجاد شده به روش پاشش پلاسمایی اتمسفری (APS) و پاشش پلاسمایی با غلاف جامد محافظ (SSPS)"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 15، شماره 2، صفحه 82-65، 1400.

[3] S. Taghi-Ramezani, Z. Valefi, M. Mirjani & R. Ghasemi, "The influence of pyrolysing Al2O3 precursor on the high temperature properties of the YSZ-Al2O3 composite coating", Surface Engineering, vol. 37, no. 8, pp. 991-1001, 2021.

[4] س. تقی رمضانی، ض. والفی، ن. احسانی و م. میرجانی، "مقایسه خواص اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش‌های سپر حرارتی کامپوزیتی YSZ/Nano-Al2O3 با آلومینای ایجاد شده از فرآیند پاشش پلاسمایی پودر پیش‌ماده پیرولیز نشده و پودر کریستالی نانوآگلومره"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 15، شماره 3، صفحه 15-1، 1400.


[5] A. Keyvani, M. Saremi & M. H. Sohi, "Oxidation resistance of YSZ-alumina composites compared to normal YSZ TBC coatings at 1100 C", Journal of alloys and compounds, vol. 509, no. 33, pp. 8370-8377, 2011.

[6] س. تقی رمضانی، ض. والفی و ن. احسانی، "بررسی خواص اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش سپر حرارتی کامپوزیتی YSZ/Al2O3 با آلومینای ایجاد شده با فرآیند پاشش حرارتی محلول پیش‌ماده"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 14، شماره 4، صفحه 90-77، 1399.

[7] A. Keyvani, "Microstructural stability oxidation and hot corrosion resistance of nanostructured Al2O3/YSZ composite compared to conventional YSZ TBC coatings", Journal of Alloys and Compounds, vol. 623, pp. 229-237, 2015.

[8] A. Keyvani, Microstructural stability of nanostructured YSZ–alumina composite TBC compared to conventional YSZ coatings by means of oxidation and hot corrosion tests", Journal of alloys and compounds, vol. 600, pp. 151-158, 2014.

[9] A. C. Karaoglanli, E. Altuncu, I. Ozdemir, A. Turk & F. Ustel, "Structure and durability evaluation of YSZ+Al2O3 composite TBCs with APS and HVOF bond coats under thermal cycling conditions", Surface and Coatings Technology, vol. 205, pp. S369-S373, 2011.

[10] X. Guo, "Space-charge conduction in yttria and alumina codoped-zirconia 1", Solid State Ionics, vol. 96, no. 3-4, pp. 247-254, 1997.

[11] B. Liang, H. Liao, Ch. Ding & Ch. Coddet, "Nanostructured zirconia–30 vol.% alumina composite coatings deposited by atmospheric plasma spraying", Thin Solid Films, vol. 484, no. 1-2, pp. 225-231, 2005.
[12] M. Saremi, Z. Valefi & N. Abaeian, "Hot corrosion, high temperature oxidation and thermal shock behavior of nanoagglomerated YSZ–Alumina composite coatings produced by plasma spray method", Surface and Coatings Technology, vol. 221, pp. 133-141, 2013.

[13] D. Chen, E.H. Jordan & M. Gell, "Solution precursor high-velocity oxy-fuel spray ceramic coatings", Journal of the European Ceramic Society, vol. 29, no, 16, pp. 3349-3353, 2009.

[14] M. Karger, R. Vaßen & D. Stöver, "Atmospheric plasma sprayed thermal barrier coatings with high segmentation crack densities: Spraying process, microstructure and thermal cycling behavior", Surface and Coatings Technology, vol. 206, no. 1, pp. 16-23, 2011.

[15] H. Guo, S. Kuroda & H. Murakami, "Microstructures and properties of plasma‐sprayed segmented thermal barrier coatings" Journal of the American Ceramic Society, vol. 89, no. 4, pp. 1432-1439. 2006.

[16] L. Xie, D. Chen, E. H. Jordan & A. Ozturk, "Formation of vertical cracks in solution-precursor plasma-sprayed thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 201, no. 3, pp. 1058-1064, 2006.

[17] R. Lima, A. Kucuk & C. Berndt, "Integrity of nanostructured partially stabilized zirconia after plasma spray processing", Materials Science and Engineering: A, vol. 313, no. 1 pp. 75-82, 2001.

[18] J. Wu, H. B. Guo, L. Zhou & L. Wang, "Microstructure and thermal properties of plasma sprayed thermal barrier coatings from nanostructured YSZ", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 19, no. 6, pp. 1186-1194, 2010.

[19] H. Zhou, F. Li & J. Wang, "Microstructure analyses and thermophysical properties of nanostructured thermal barrier coatings", Journal of Coatings Technology and Research, vol. 6, no. 3, pp. 383-390, 2009.

[20] P. Fauchais, "Thermal Spray Fundamentals/Fauchais", P., Heberlein, J., Boulos, M. NY: Springer, p. 1600, 2014.
[21] M. Gell, E.H. Jordan, M. Teicholz & B. M. Cetegen, "Thermal barrier coatings made by the solution precursor plasma spray process", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 17, pp. 124-135, 2008.

[22] G. Jeffery, "Elements of x-ray diffraction (Cullity, BD)", ACS Publications, 1957.

[23] J. Ziegelheim, L. Lombardi, Z. Pala & Z. Česánek, "Abradable Coatings for Small Turboprop Engines: A Case Study of Nickel-Graphite Coating", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 28, no. 4, pp. 794-802, 2019.

[24] L. Jin, L. Ni, Q. Yu, A. Rauf & Ch .Zhou, "Thermal cyclic life and failure mechanism of nanostructured 13 wt% Al2O3 doped YSZ coating prepared by atmospheric plasma spraying", Ceramics International, vol. 38, no. 4, pp. 2983-2989, 2012.

[25] A. Fox & T. Clyne, "Oxygen transport by gas permeation through the zirconia layer in plasma sprayed thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 184, no. 2-3, pp. 311-321, 2004.

[26] M. J. Donachie & S. J. Donachie, "Superalloys: a technical guide", ASM international, 2002.

[27] ب. قاسمی، ض. والفی و س. تقی رمضانی، "مقایسه خواص اکسیداسیون هم‌دما و شوک حرارتی پوشش‌ CoNiCrAlY اعمال‌شده با استفاده از فرآیندهای پاشش پلاسمایی اتمسفری و پاشش پلاسمایی تحت گاز محافظ نیتروژن"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 16، شماره 1، صفحه 61-43، 1401.

[28] F. Wu, E. H. Jordan, X. Ma & M. Gell, "Thermally grown oxide growth behavior and spallation lives of solution precursor plasma spray thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 202, no. 9, pp. 1628-1635, 2008.

[29] T. A. Taylor, D. L. Appleby & A. Bolcavage, "Dense vertically cracked thermal barrier coatings", Google Patents, 2012.

[30] H. Guo, R. Vaßen & D. Stöver, "Atmospheric plasma sprayed thick thermal barrier coatings with high segmentation crack density", Surface and Coatings technology, vol. 186, no. 3, pp. 353-363, 2004.

[31] M. Gell, E.H. Jordan, M. Teicholz & B. M. Cetegen, "Thermal barrier coatings made by the solution precursor plasma spray process", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 17, pp. 124-135, 2008.

[32] L. Li, B. Kharas, H. Zhang & S. Sampath, "Suppression of crystallization during high velocity impact quenching of alumina droplets: Observations and characterization", Materials Science and Engineering: A, vol. 456, no. 1-2, pp. 35-42, 2007.

[33] H. Echsler, V. Shemet, M. Schütze, L. Singheiser & W. J. Quadakkers, "Cracking in and around the thermally grown oxide in thermal barrier coatings: A comparison of isothermal and cyclic oxidation", Journal of Materials science, vol. 41, no. 4, pp. 1047-1058, 2006.

[34] C. Zhou, N. Wang & H. Xu, "Comparison of thermal cycling behavior of plasma-sprayed nanostructured and traditional thermal barrier coatings", Materials Science and Engineering: A, vol. 452, pp. 569-574, 2007.

[35] S. Bose, "High temperature coatings", Butterworth-Heinemann, 2011.

Full-Text:



فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، سال هجدهم –  شماره دوم –  تابستان 1403 (شماره پیاپی 69)، ص­ص. 25-46
	فصلنامه علمی پژوهشی فرآیندهای نوین در مهندسی مواد ma.iaumajlesi.ac.ir

بررسی عملکرد تشکیل ترک­های عمودی در آزمون اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش نانو YSZ-40%wtAl2O3 اعمال شده روی YSZ با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری

 

مقاله پژوهشی

سعید تقی رمضانی1*، ضیاء والفی3

 

1- دکتری مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، مجتمع دانشگاهی مواد و  فناوری­های ساخت.، تهران، ایران.

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

* [e-mail]

 

 

اطلاعات مقاله		چکیده
دریافت: 26/01/1402 پذیرش: 19/07/1402		هدف از انجام پژوهش حاضر، بررسی عملکرد تشکیل ترک­های عمودی در راستای ضخامت پوشش YSZ-40%wtAl2O3 روی YSZ و بهبود مقاومت به اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش­های سد حرارتی با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری می­باشد. در این تحقیق ابتدا پودر YSZ-40%wtAl2O3 با استفاده از فرآیند هم­رسوبی سنتز و سپس با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری روی YSZ اعمال شد. آزمون اکسیداسیون دما بالا در دمای C˚1100 و آزمون شوک حرارتی در دمای C˚1000 انجام گرفتند. مشخصه­های ساختاری و فازی پوشش­ها با استفاده از میکروسکوپ نوری، میکروسکوپ الکترونی روبشی گسیل میدانی (FE-SEM) و پراش­سنجی پرتو X (XRD) بررسی شدند. مقایسه­ی ساختاری نمونه­ها نشان دادند استفاده از ترکیب یوتکتیک YSZ-40%wtAl2O3 به دلیل کاهش دمای ذوب ترکیب و افزایش ذوب شوندگی تماس مناسب بین اسپلت­ها را به همراه دارد. این پوشش افزایش 6/18 درصدی مقاومت به اکسیداسیون را نسبت به TBC معمولی نشان داد. همچنین یافته­ها نشان دادند که تجزیه پیش­ماده پیرولیز نشده در ساختار پوشش YSZ-40%wtAl2O3 منجر به ایجاد ترک­های عمودی در ساختار پوشش می­شود که با افزایش زمان اکسیداسیون تعداد ترک­های عمودی با فاصله­ی مشخص در ساختار پوشش نیز افزایش خواهد یافت. همچنین قابليت مناسب ترک­های عمودی ایجاد شده در پوشش YSZ-40%wtAl2O3، از نظر تحمل تنش­ها، توانايي پوشش جهت آزادسازی تنش­ها در حين سيكل‌هاي حرارتي را افزايش داده و در نهایت به افزایش دوام پوشش منجر می‌شود.
کلید واژگان: سد نفوذی YSZ-Al2O3  ترک عمودی اکسیداسیون دما بالا شوک حرارتی.

 

Investigating the Performance of Vertical Crack Formation in Oxidation and Thermal Shock Test of Nano YSZ-40%wtAl2O3 Coating Applied on YSZ by Atmospheric Plasma Spraying Process

 

Saeid Taghiramezani1*, Zia Valefi2

 

1- Ph.D in Faculty of Material and Manufacturing Technologies, Malek Ashtar University of Technology, Tehran, Iran.

2- Associate Professor, Faculty of Material and Manufacturing Technologies, Malek Ashtar University of Technology, Tehran, Iran.

* [e-mail]

 

Abstract		Article Information
The purpose of this research is to investigate the performance of vertical cracks along the thickness of YSZ-40%wtAl2O3 coating and to improve the resistance to oxidation and thermal shock of thermal barrier coatings by creating a layer of YSZ-Al2O3 applied on the YSZ by atmospheric plasma spraying. In this research, YSZ-40%wtAl2O3 powder was synthesized using co-precipitation process and then applied on the YSZ by atmospheric plasma spraying process. High temperature oxidation test at 1100 ˚C and thermal shock test at 1000 ˚C were performed. The structural and phase characteristics of the coatings were investigated using optical microscope, field emission scanning electron microscope (FE-SEM) and X-ray diffractometry (XRD). The structural comparison of the samples showed that the use of the YSZ-40%wtAl2O3 eutectic compound due to the decrease in the melting temperature of the compound and the increase in the melting which brings the proper contact between the splats. This coating showed 18.6% increase in oxidation resistance compared to conventional TBC. Also, the findings showed that the decomposition of the un-pyrolysed precursor in the coating structure of YSZ-40%wtAl2O3 leads to the creation of vertical cracks in the coating structure, which as the oxidation time increases, the number of vertical cracks with a certain distance in the coating structure will also increase. Also, the suitability of the vertical cracks created in the YSZ-40%wtAl2O3 coating, in terms of stress tolerance, increases the ability of the coating to release the stresses during thermal cycles and finally leads to increase in the durability of the coating.		Original Research Paper Doi:
		Keywords: Diffusion Barrier YSZ-Al2O3 Vertical Crack High Temperature Oxidation Thermal Shock.

 

 

1- مقدمه

توربين­هاي گازي و موتورهاي ديزل از جمله پرکاربردترین تجهيزاتي هستند كه به­طور گسترده­ در توليد برق، موتور خودرو و هواپيما مورد استفاده قرار مي­گيرند. هرگونه پيشرفت در افزایش راندمان موتورهای توربینی موجب افـزایش کـارایی و بهره­وری و كـاهش مصرف سوخت می­شود که در نهایت منجر به صرفه­جویی در هزینه خواهد شد [1-2]. جهت افزایش توان، عمر و راندمان توربین­های گازی اصلاحات کلی مانند بهبود در ترکیب آلیاژ، استفاده از کانال­های خنک کاری، اصلاح طراحی آیرودینامیکی پره­ها و افزایش دمای ورودی توربین1 مورد توجه قرار گرفتـه­اند. تـوسعه فناوری­های ریخته­گری جهت­دار و تک کریستال، اجازه افزایش دمای کاری آلیاژ و در نتیجه افزایش دمای ورودی توربین را فراهم می­سازد؛ اما کاربرد این مواد در دماهای کاری بالاتر منجر به کاهش و افت خواص مکانیکی مواد و طول عمر در سرویس می­شود. نیاز به حفاظت آلیاژها از تخریب‌کننده‌های محیطی منجر به استفاده از پـوشش­های محافظ شده است. استفاده از پوشش­هاي سد حرارتی (TBCs)2 در توربين­هاي مصرفي در صنايع توليد برق و هوافضا باعث كاهش مصرف سوخت آن­ها به میزان 2-1% می­شود كه اين مقدار معادل ده­ها ميليون دلار صرفه­جويي در سال است. زیرکونیای پایدار شده با ایتریا (YSZ)3 که حاوی 8-6 درصد وزنی ایتریا می­باشد، به میزان زیادی به‌واسطه ضریب انبساط حرارتی بالا و چقرمگی شکست نسبتاً مناسب، شناخته­ترین محلول جامدی است که به‌عنوان جزء اصلی در پوشش­های سپر حرارتی بکار می­رود [3-4]. به­طور معمول پوشش­های سپر حرارتی از دو لایه تشکیل شده­اند؛ یک لایه پوشش اتصال با ترکیب عمومی MCrAlY که بر ­روی زیرلایه قرار می­گیرد و روی آن یک لایه YSZ اعمال می­شود که وظیفه تأمین شیب دمایی را بر عهده دارد و گرمای منتقل‌شده به سطوح زیرین را کاهش می­دهد. در نتیجه­ی اکسیداسیون ترجیحی پوشش MCrAlY یک لایه رشد یافته حرارتی (TGO)4 بر روی MCrAlY تشکیل می­شود. لایه TGO اکسید محافظی است که مقاومت به اکسیداسیون را تأمین می­کند.  به‌واسطه­ جا­های خالی­ای که در شبکه کریستالی خود دارد قابلیت نفوذ اکسیژن را فراهم می­کند و نمی­تواند مقاومت به اکسیداسیون را افزایش دهد. بـرای رفع این مشکل از پـوشش­های سد ­نفوذی استفاده می­شود به این طریق که یک لایه محافظ در برابر اکسیداسیون بین MCrAlY و YSZ و یا روی YSZ قرار می­گیرد تا نفوذ اکسیژن کم شود و نقیصه­ی ZrO2 را جبران کند [3 و 5]. از مهم‌ترین ویژگی­های پوشش­های سد ­نفوذی تراکم بالا برای کاهش ضریب نفوذ اکسیژن، نقطه ذوب و پایداری دمایی مناسب و همچنین عدم رخداد استحاله فازی همراه با تغییر حجم زیاد می­باشد. تحقیقات زیادی در مورد ترکیباتی مانند Al2O3، La2O3، SiC و HfO2 به‌عنوان یک لایه سد نفوذی و یا افزودن چنین ترکیباتی با درصدهای مختلف با YSZ انجام شده است  [6]. نتایج نشان دادند که اعمال یک ‌لایه آلومینا روی زیرکونیا و یا استفاده از ذرات آلومینا در ساختار YSZ در بهبود خواص پوشش­های سپر حرارتی مؤثر است. آلومینا به‌واسطه‌ی دمای ذوب و پایداری حرارتی کافی و نیز فشردگی ساختاری مناسب برای کاهش ضریب نفوذ اکسیژن برای این منظور مناسب هستند. آلومینا مي‌تواند هم درون شبکه زیرکونیا حل ‌شود و هم به­صورت ذرات فاز دوم در ساختار زیرکونیا حضور یابد و باعث بهبود خواص آن شود [7]. ترکیب عمده پوشش آلومینای تشکیل شده با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری Al2O3–α است که این ترکیب در مقایسه با ZrO2 هیچ­ تغییر فازی ندارد و وجود ذرات آلومینا به­صورت کامپوزیتی اطراف ZrO2 باعث ایجاد تنش­های فشاری در ساختار می­شود که می­تواند از استحاله فازی زیرکونیا نیز جلوگیری کند [8]. همچنین ذرات آلومینا در لایه سرامیکی به‌عنوان یک لایه سد نفوذی عمل کرده و باعث جلوگیری از رشد لایه TGO در حین اکسیداسیون بلندمدت می‌شود. مشاهده شد که ضخامت لایه TGO پوشش‌های کامپوزیتی حاوی ذرات آلومینا حدود 75-25% نسبت به پوشش‌های بدون آلومینا کمتر است [9]. علاوه بر این مشخص شده است که افزودن آلومينا به­صورت کامپوزیت ذره­ای، به مقدار زيادي هدايت حرارتي پوشش YSZ را كاهش مي‌دهد [10]. همچنين لیانگا و همکاران5 [11] مورفولوژي اسپلت تشكيل شده روي سطح شيشه را براي ذرات كامپوزيتي ZrO2–Al2O3 مورد مطالعه قرار دادند و مشاهده كردند كه مورفولوژي اسپلت، به شكل ديسك تا حدي منظم است كه بيان­كننده پهن­ شدن مناسب ذره و اتصال قوي است؛ از این رو کامپوزیت­های زیرکونیا-آلومینا به دلیل خواص مکانیکی و حرارتی بسیار خوب، کاربردهای گسترده‌ای به‌عنوان سرامیک ساختاری یا پوشش‌های محافظتی پیدا کرده­اند. علاوه بر این برخی گزارش‌ها نشان می‌دهند که پوشش‌های نانوساختار زیرکونیا-آلومینا دارای سختی، چقرمگی شکست و مقاومت به سایش بالاتری هستند [12-13]. مشخص شده است كه افزايش مقدار Al2O3 به ZrO2 تا حدود 40 درصد جرمي یک ترکیب یوتکتیکی را تشکیل می­دهد که نقطه ذوب ترکیب موردنظر کمتر از نقاط ذوب زیرکونیای خالص (°C 2700) و آلومینای خالص (°C 2050) است [13]؛ لذا ذرات با این ترکیب یوتکتیک به‌راحتی ذوب می‌شوند و می­توانند با ایجاد پوششی با تراکم بالاتر از TBC معمولی در افزایش مقاومت به اکسیداسیون پوشش­ها نیز مؤثر باشند.

استفاده از پوشش­های پاشش پلاسمایی اتمسفری6 برای قطعات با بیشترین میزان بارگذاری در داخل توربین نظیر پره­ها و تیغه­ها مستلزم مقاومت بالای لایه سرامیکی پوشش در برابر شوک حرارتی است. پوشش­های APS اغلب به‌واسطه‌ی تنش­های حرارتی که در حین چرخه­­های حرارتی جذب می­کنند، پوسته­ می­شوند. یکی از روش­های کاهش میزان تنش­های ذخیره‌شده، پوشش­های متخلخل است که در آن‌ها ترک­های میکرونی و حفرات، بخشی ­از تنش­های موجود را جذب می­کنند [14]. روش دیگر برای کاهش میزان اثرات مربوط به تنش­ها، ایجاد ترک­های عمودی7 با حداقل طولی معادل با نصف ضخامت پوشش است [14-15]؛ زی و همکاران8 [16] پژوهش­هایی را در زمینه‌ی نحوه­ی تشکیل ترک­های عمودی در پوشش­های حاصل از فرآیند پاشش پلاسمایی انجام دادند و به بررسی پارامترهای مؤثر در این زمینه پرداختند. نتایج نشان دادند که نیروی محرکه­ی تشکیل ترک­های عمودی با فاصله یکسان در پوشش­ها، تنش­های کششی سطح است که می­تواند ناشی از پیرولیز پیش ماده‌ی پیرولیز نشده باشد. هدف از پژوهش حاضر بررسی مقاومت به اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ و مقایسه آن با TBC معمولی است. در این پژوهش برای اولین بار از ترکیب یوتکتیک  YSZ-40%wtAl2O3به‌عنوان یک پوشش سد نفوذی روی TBC استفاده شد و به بررسی چگونگی تشکیل و عملکرد ترک­های عمودی در آزمون اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش نانو YSZ-40%wtAl2O3 ایجاد شده روی YSZ با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری پرداخته شد.

 

2- مواد و روش تحقیق

2-1- مواد اولیه

در پـژوهش حـاضر جهت مطالعات ریـزساختاری و بررسی­های فازی از ديسك‌هایي از جنس فولاد زنگ نزن 420 AISI به قطر mm 25 و ضخامت mm 10 به‌عنوان زيرلايه‌ استفاده شد. برای نمونه­های مورد استفاده در آزمون اکسیداسیون و شوک حرارتی که آزمون­هایی حساس به زیرلایه هستند، قطعاتی از Hastelloy-x مورد استفاده قرار گرفتند. تصویر نمونه­های مورد استفاده در آزمون­های مختلف در شکل 1 آورده شده است.

 

 

شکل (1): تصویر نمونه­های مورد استفاده در آزمون­های مختلف: الف) بررسی­های ریزساختاری، ب) بررسی­های ضخامت سنجی و فازی و ج) آزمون اکسیداسیون و شوک حرارتی.

از پودر NiCrAlY (Amdry 962) برای ایجاد پوشش اتصال و پودر YSZ (PAC 2008P) جهت ایجاد پوشش رویی با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری استفاده شد. شکل 2 تصاویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از پودرهای مورد استفاده را نشان می‌دهد.

 

 

 

شکل (2): تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از مورفولوژی پودرهای مورد استفاده، الف) پودر Amdry 962 (NiCrAlY)، ب) پودر PAC 2008P (ZrO2-8%Y2O3).

 

 

در پژوهش حاضر از اكسي نيترات زيركونيم و نيترات ايتريم (از شرکت Sigma-Aldrich با فرمول­های شیمیایی مشخص شده در واکنش 1) به‌عنوان مواد اوليه تشكيل محلول پيش­ماده YSZ استفاده شد. مقادير نسبي اين دو نمك به‌گونه‌اي در نظر گرفته شده كه بعد از پوشش دهی، تركيب نهايی 8%YSZ به دست آيد. براي اين منظور واكنش زير به‌عنوان مبناي محاسبات در نظر گرفته شد:

 

 

 

 

واکنش (1)

در 100 گرم ZrO2-8wt%Y2O3، 92 گرم ZrO2 و 8 گرم Y2O3 موجود است. لذا جهت تعيين مقدار لازم از اكسي نيترات زيركونيم و نيترات ايتريم مي‌توان به‌صورت زير عمل نمود (وزن مولكولي ZrO(NO3)2 برابر 2/231 گرم، وزن مولكولي Y(NO3)3.6H2O برابر 9/382، وزن مولكولي ZrO2 برابر 2/123 گرم و وزن مولكولي Y2O3 برابر 8/225 گرم است):

 

 

 

2/123 2/231

g 6/172                        92

8/225 8/765

g 1/27                              8

 

g  1/27

g  2/54

 

 

جهت ساخت محلول اشباع براي سنتز 100 گرمYSZ  مقدار 6/172 گرم ZrO(NO3)2 و 2/54 گرم Y(NO3)3.6H2O درcm3 500 آب ريخته شدند و درحالی‌که توسط يك همزن مغناطيسي به هم زده مي‌شدند تا دماي 50 درجه سانتي­گراد گرم ‌شدند. در ابتدا نمك‌ها در آب حل مي‌شوند و يك محلول بي‌رنگ به دست مي‌آيد. سپس محلول به حالت فوق اشباع رسيده و به‌تدریج نمك‌ها رسوب مي‌كنند. با در نظر گرفتن كاهش حجم محلول، مشخص گرديد براي سنتز 100 گرم 8YSZ محلول اشباع بايد حاوي مقدار 6/172 گرم ZrO(NO3)2، 2/54 گرم Y(NO3)3.6H2O و cm3 460 آب باشد. همچنین براي ساخت محلول پيش‌ماده تركيب Al2O3، از نمك نيترات آلومينيوم (Al(NO3)3 از شرکت Sigma-Aldrich) استفاده شد. از حل كردن مقدار 520 گرم نیترات آلومینیم در cm3 300 آب مقطر محلول اشباع پيش‌ماده براي توليد Al2O3 به دست مي‌آيد.

براي ايجاد تركيب‌هاي كامپوزيتي YSZ-Al2O3، لازم است مشخص گردد حجم مشخصي از هر يك از محلول‌هاي پيش‌ماده 8YSZ و Al2O3، چند گرم تركيب موردنظر را ايجاد مي‌كند. براي اين منظور، cm3 100 از محلول‌هاي پيش‌ماده در درجه حرارت ˚C 550 به مدت 5 ساعت حرارت داده شد و جرم حاصل بعد از عمل پيروليز توزين شد. مشخص گرديد cm3 100 محلول پيش‌ماده YSZ، ايجاد g 92/12 تركيب ZrO2+8wt%Y2O3 و cm3 100 محلول پيش‌ماده Al2O3، ايجاد g 01/13 تركيب Al2O3 مي‌كند. مقادير نسبي اين سه نمك به‌گونه‌اي در نظر گرفته می­شود كه تركيب نهايی YSZ-40%wtAl2O3 به دست آيد. آماده­سازی پودر به این صورت بود که ترکیب موردنظر ابتدا بر روي گرم­کننده­ای با دمای حدود ˚C350 خشک شدند. نکته بسيار مهم، سمي بودن بخارات متصاعد شده هنگام حرارت دهی است، لذا بايستي اين عمل زير هود انجام شود. در ادامه جهت تولید پودر YSZ-40%wtAl2O3، جرم حاصل از مرحله قبل در دمای ˚C1100 به مدت 10 ساعت عملیات حرارتی شد. بعد از عملیات حرارتی کلوخه‏هايي از ترکیب موردنظر حاصل می­شود که بايستي به دانه­بندی مناسب برای پاشش تبدیل شوند. برای این منظور از الک مش 325 استفاده شد که ذراتی با اندازه کوچک‌تر از 45 میکرون که برای فرآیند پاشش مناسب است، ایجاد می­کند. شواهد تجربي نشان مي‏دهند که تقریباً 30% پودر اوليه در طول فرايند، به دلايل و طرق مختلف از دست خواهد رفت که بخش عمده آن مربوط به آگلومره‏هايي خواهد بود که بر اثر سخت شدن بیش ‌از حد، قابليت آسیاکاری دستي را نخواهند داشت. شکل 3 تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از پودر YSZ-40%wtAl2O3 تهیه شده را نشان می‌دهد.

 

 

شکل (3): تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از مورفولوژی پودر YSZ-40%wtAl2O3 تهیه شده در پژوهش.

 

2-2- آماده­سازی سطح نمونه­ها

به‌منظور حذف آلودگی­های سطحی احتمالی و افزایش زبری سطح جهت بهبود اتصال به زیرلایه، نمونه­ها پیش از انجام فرآیند پاشش تحت عملیات ذره­پاشی9 قرار گرفتند. عملیات ذره­پاشی با ذرات آلوميناي با مش 36، تحت فشار bar 5/4 و از فاصله cm20 انجام گرفت؛ با توجه به آنکه ناهمواري‌ها جهت‌دار هستند؛ زاويه پاشش با زاويه ذره‌پاشي يکسان و برابر با 90 درجه (عمود بر سطح نمونه) در نظر گرفته شد.

 

2-3- پاشش پلاسمایی اتمسفری

جهت اعمال لایه­های پوشش از فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری استفاده شد. سيستم پاشش شامل کنترل‌کننده دقيق پارامترهاي پاشش، خنک‌کننده‌هاي سطح نمونه‌ها حين پاشش، واحد کنترل سرعت دوراني نگه­دارنده و سرعت حرکت خطي عمودي تفنگ و مکانيزم تغذيه پودر شامل دو منبع تغذيه پودر جداگانه بود. پارامترهاي پاشش مورد استفاده در لايه­نشاني پوشش‌ لایه­های مختلف پوشش با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری در جدول 1 فهرست شده است.

 

 

جدول (1): پارامترهاي پاشش مورد استفاده در لايه­نشاني پوشش‌ لایه­های مختلف پوشش با فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری.

ترکیب پوشش	جریان (A)	آرگون (l/min)	هیدروژن (l/min)	گاز حامل پودر (l/min)	نرخ تزریق پودر (g/min)	فاصله پاشش (mm)
NiCrAlY	450	45	12	3/2	40	12
YSZ	450	35	12	3	35	80
YSZ-40%wtAl2O3	450	45	8	5/3	30	10

 

 

2-4- آماده‌سازي سراموگرافی

پس از انجام هر دسته از پوشش­دهی نمونه‌ها، جهت مطالعات و بررسي‌هاي ریزساختاری، آماده­سازی سراموگرافی انجام شد. آماده­سازی سراموگرافی شامل پوليش كردن مقطع است. ازآنجایی‌که در نتیجه­ی فشار ناشي از آماده­سازی ممکن است پوشش از نمونه جدا شود. لذا براي حفاظت پوشش و آماده‌سازي بهتر، نمونه‌ها در رزين اپوکسي مانت سرد و سطح آن­ها توسط سيستم پوليش اتوماتيک صاف شد. لازم به ذکر است به‌منظور جلوگیری از کندگی­ها و خراش­های عمیق در مقطع پوشش، عملیات سنباده­زنی از سنباده با درجه 1000 شروع و تا 4000 ادامه پیدا کرد.

 

2-5- آنالیز ساختاری و فازی

پس از پولیش زدن نمونه­ها، بررسي ريزساختاري نمونه‌ها در ابتدا توسط ميكروسكوپ نوري Unimet مدل Union 8799 انجام شد. همچنین جهت مطالعات ريزساختاری به منظور مطالعه دقیق­تر سطح و مقطع پوشش از میکروسکوپ الکترونی روبشی گسیل میدانی (FE-SEM) مدل MIRA3TESCAN-XMU مجهز به آناليزگر عنصری EDS‌ استفاده شد؛ به همین منظور پیش از قرار دادن نمونه­ها زیر میکروسکوپ الکترونی روبشی سطح آن­ها با پوشش نانومتری طلا لایه­نشانی شد. همچنین جهت آنالیز فازی پودر سنتز شده و پوشش­ها از آنالیز پراش­سنجی پرتو X (XRD) با استفاده از دستگاه XRD مدل PW1800 ساخت شرکت Philips با تابش CuKα با طول موج 54/1 آنگستروم انجام شد. برای تحلیل نتایج آزمون XRD، از نرم­افزار Xpert HighScore Plus استفاده شد.

 

2-6- آزمون مقاومت در برابر اکسیداسیون

یکی از روش­های مرسوم و متداول برای بررسی مقاومت قطعات در برابر اکسیداسیون اندازه­گیری میزان افزایش وزن به­صورت تابعی از زمان است. این روش به­طور خاص برای بررسی مقاومت در برابر اکسیداسیون نمونه­هایی که به روش پک­ سمنتاسیون که اغلب جهت ایجاد پوشش­های نفوذی استفاده می­شود، مناسب می­باشد، چراکه در این حالت تمامی وجوه نمونه­ی موردنظر پوشش­دهی شده­اند؛ اما برای نمونه­هایی که در آن‌ها یکی از وجوه پوشش دارد میزان خطای این روش قابل‌ توجه خواهد بود. در پژوهش حاضر به‌منظور بررسی مقاومت پوشش در برابر اکسیداسیون، نمونه­های سوپر آلیاژی مورد استفاده برای مدت­زمان‏هاي متفاوت 50، 100، 150 و 200 ساعت در درون کوره­ی اتمسفری با دماي C˚ 1100 قرار داده شدند. در ادامه و پس از آماده­سازی مقطع نمونه­ها، اندازه­گیری ضخامت لایه TGO با استفاده از میکروسکوپ نوری صورت پذیرفت و ضخامت لایه TGO تشکیل شده بین لایه سرامیکی و فلزی به‌عنوان معیاری از مقاومت پوشش­ها در برابر اکسیداسیون در نظر گرفته شد.

 

2-7- آزمون مقاومت در برابر شوک حرارتی

برای بررسی مقاومت پوشش­ها در برابر شوک­­های ­حرارتی، نمونه­های دیسکی شکل پوشش­دهی شده برای مدت‌زمان 5 دقیقه در کوره­ی اتمسفری با دمای C˚ 1000 قرارگرفته و سپس با فروبردن در آب تا دمای محیط سرد شدند. وضعیت پوشش­ها پس از تعداد مشخصی از سیکل­های حرارتی به‌صورت ماکروسکوپی و میکروسکوپی مورد ارزیابی قرار گرفتند.

 

3- نتایج و بحث

3-1- بررسی­های ریزساختاری

شکل 4-الف و ب تصاوير ميكروسكوپي الکترونی ثانویه مربوط به آخرین لایه منجمد شده از پوشش
 YSZ-40%wtAl2O3 حاصل از فرآیند APS را در بزرگنمایی­های مختلف نشان می­دهد. جهت دستیابی به پوشش نانوساختار، مقدار هیدروژن در پارامتر پوشش­دهی YSZ-40%wtAl2O3 نسبت به YSZ از 12 به 8 لیتر بر دقیقه در جهت کاهش میزان آنتالپی پلاسما کاهش یافت و میزان آرگون از 35 به 45 لیتر بر دقیقه در جهت افزایش سرعت جت پلاسما، افزایش یافت. در چنین شرایطی با کاهش میزان آنتالپی پلاسما و افزایش سرعت جت پلاسما و کاهش زمان ماندگاری ذرات در جت با دمای بالا، انتقال حرارت از جت پلاسما به ذرات تزریق‌شده کمتر شد؛ ازاین‌رو شرایط برای ایجاد پوشش نانوساختار در جت پلاسما مناسب­تر خواهد بود.

همان‌طور که از نمای عمومی پوشش (شکل 4) مشاهده می­شود، ریزساختار پوشش حاصل را می­توان حاوی دو مشخصه­ی متمایز در نظر گرفت. مشخصه­ی اول مربوط به ذرات پهن‌شده و یا به‌اصطلاح اسپلت­هایی است که در پوشش ایجاد می­شوند؛ مشخصه­ی دوم که نانوساختار بودن پوشش حاصل را به آن نسبت می­دهند، ناشی از ذراتی است که قادر به جذب حرارت کافی در جت پلاسما نبوده و لذا در حالت ذوب نشده و یا به‌صورت جزئی ذوب‌شده به زیرلایه می­رسند. در این حالت، عدم رخداد ذوب سبب می­شود که خصوصیات نانوساختاری پودرهای اولیه در ذرات ذوب نشده حفظ گردد. نواحی دربردارنده مشخصه­ی دوم در پوشش­های ایجادشده تحت عنوان نانونواحی10 شناخته می­شوند. این مشخصه­های ساختاری در پژوهش­های بسیاری مشاهده شده‌اند. همچنین به جهت اینکه این پوشش­ها، متشکل از مخلوطی از نانونواحی و ذرات کاملاً ذوب‌شده هستند، برخی از محققان از آن تحت عنوان ساختار دونمایه11 یاد می­کنند [17-19]. مواد نانوساختار به‌واسطه‌ی خصوصیات منحصربه­فرد و جدیدی که ایجاد کرده­اند، به­عنوان مرز علم مواد در عصر حاضر شناخته می­شوند و بهبود قابل‌ملاحظه‌ای را در خواص مهندسي به دليل كاهش در ابعاد دانه نسبت به پوشش‌هاي معمولي ارائه مي‌دهند. ازجمله‌ی این خواص می­توان به نسبت سطح به حجم و دانسیته­ی بالای فصل مشترک‌ها­ در مواد نانوساختار نسبت به مواد درشت­تر (برای مثال میکرو ابعاد) اشاره کرد. به علت کسر حجمی زیاد فصل مشترک­های داخلی، پوشش­های نانوساختار می­توانند خواص بهتری نسبت به پوشش­های متعارف از خود نشان دهند. در پوشش­های پاشش حرارتی متعارف، ترک­های ایجادشده به‌واسطه‌ی اتصال ضعیف اسپلت­ها تمایل دارند که در راستای فصل مشترک اسپلت­ها رشد کنند؛ ولی برای پوشش­های نانوساختار معمولاً اسپلت­ها دارای چسبندگی مناسب­تری هستند؛ بنابراین رشد ترک در این شرایط محدودتر است [20].

 

 

شکل (4): تصاوير ميكروسكوپي الکترونی ثانویه الف) مربوط به آخرین لایه منجمد شده از پوشش YSZ-40%wtAl2O3 حاصل از فرآیند APS، ب) تصویر الف در بزرگنمایی بالاتر.

 

 

بعد از دستیـابی بـه مشخصه­هـای نـانـوساختار، پوشش YSZ-Al2O3 تـا ضخامت موردنظر لایـه­نشانی شد. شکل 5 تصاویـر میـکروسکوپـی الکتـرونی بـرگشتی از سطح مقطع پـوشش سپـر حرارتی معمولی و کامپـوزیت لایـه­ای  YSZ-40%wtAl2O3/YSZ را نشان می­دهد. در پوشش کامپوزیت لایه­ای، YSZ بین YSZ-40%wtAl2O3 و پوشش اتصال قرار دارد. همان‌طور که در شکل قابل‌مشاهده است، ناهمواری­هایی در سطح این پوشش­ها نیز وجود دارد. این ناهمواری­ها ناشی از سطح ذره­پاشی شده است. مورفولوژی سطح یک بستر ذره پاشی شده در سراسر آن متفاوت است و ناهمواری­های موجود در سطح بستر زیرلایه با اعمال پوشش به لایه­های بالاتر انتقال پیدا کرده است. این نـاهمواری­ها در ایجاد قفل مکانيکي و بهبود چسبندگی لایه­های پوشش حائز اهمیت است. همچنین در فصل مشترک پوشش اتصال و زیرلایه نواحی سیاه‌رنگی قابل‌مشاهده است که مي­توان گفت اين جزاير سیاه‌رنگ ذرات آلوميناي باقي‌مانده از عمليات ذره‌پاشي هستند كه جهت افزايش زبري سطح قبل از پوشش‌دهي و در فرايند آماده‌سـازي زيرلايه در فصل ‌مشترك به‌صورت ذرات باقی­مانده وجود دارند. پراکندگی ذرات در نقشه­­ی توزیع عناصر در شکل 5-ب در بیرونی­ترین لایه نشان می­دهد که توزیع عناصر پوشش‌ به‌صورت مطلوب و یکنواخت انجام شده است. این موضوع اهمیت نحوه­ی ترکیب کردن مواد اولیه و مزیت تولید پودر کامپوزیتی از روش هم­رسوبی را نشان می­دهد. در واقع توانایی اختلاط مولكولي محلول‌ها باعث می­شود فرموله كردن ترکیبات چندجزیی بسیار ساده و با يكنواختي شيميايي بالا صورت پذیرد درحالی‌که مهنـدسي كردن خواص شيميـايي و فيزيكي ترکیب پوشش­های کامپوزیتی با اختلاط پودرها در حالت جامد با یکنواختی بالا میسر نخواهد بود [21].

 

 

شکل (5): تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی به همراه نقشه توزیع عناصر لایه­های مختلف پوشش، الف) از سطح مقطع پوشش سپر حرارتی معمولی، ب) کامپوزیت لایه­ای YSZ-40%wtAl2O3/YSZ.

 

 

3-2- آنالیز فازی پودر و پوشش­های حاصل از فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری

به‌ منظور بررسی و مقایسه فازهای تشکیل شده، الگوی پراش پرتو X پودر YSZ-40wt%Al2O3 و دو پوشش YSZ و YSZ-40wt%Al2O3در شکل 6 آورده شده است. بررسي الگوهـاي پـراش پـرتو X به‌دست‌آمده در شکل 6  نشان مي­دهد که در هر سه الگو پيک­های اصلی مربوط به ZrO2 تتراگونال است. این موضوع نشان می­دهد که YSZ فاز عمده تشکيل­دهنده کامپوزیت است. همچنین تشخیص پیک­های مجزا مربوط به Y2O3 و Al2O3 به دلیل تشکیل محلول جامد Y2O3 و Al2O3 در ساختار ZrO2 امکان‌پذیر نیست.

 

 

شکل (6): الگوی XRD مربوط به پوشش YSZ، پودر اولیه YSZ-40wt%Al2O3 (حاصل از فرآیند هم­رسوبی) و پوشش YSZ-40wt%Al2O3 حاصل از فرآیند APS.

 

 

تغییر کسر حجمی فازهای موجود و یا درصد بلورینگی در ریـزساختار پـوشش تغییراتی را در شدت پیک­هـا ایجاد می­نماید؛ به عبارت دیگر، با توجه به‌شدت نسبی پیک­­ها، می­توان مقدار نسبی فازها و یا درصد بلورینگی را در یک ترکیب مشخص کرد [22]. در تصاویر ضمیمه­ شده در شکل 7، الگوی XRD موجود در ˚36 -29 =θ2، ˚52 -49 =θ2، ˚64 -59=θ2 و ˚77 -71=θ2 آورده شده است. مقایسه­ی الگوهای پراش در شکل 7 نشان می­دهد که در تمامی زوایای مشخص شده، شدت پیک­های حاصل از پوشش YSZ-40wt%Al2O3 با فرآیند APS کمتر از پودر YSZ-40wt%Al2O3 است. کاهش شدت پیک­ها در پوشش YSZ-40wt%Al2O3 دلالت بر تشکیل بخشی از ساختار به شکل آمورف و کاهش درصد بلورینگی پوشش در مقایسه با پودر اولیه دارد. در واقع علاوه بر خطاهای دستگاهی، آنچه که در آنالیز فازی با پراش پرتو X باعث پهن شدن پیک می­شود، اندازه دانه و تنش­های غیر همگن در ساختار یک ماده می­باشد. با ریزدانگی یا ایجاد ساختار نانو در پوشش­ها، نظم کریستالی کم دامنه شده و در این صورت با کاهش تعداد صفحات هم‌خانواده، پراش­هایی که در نتیجه­ی آن تداخل سازنده اتفاق می­افتند، کمتر خواهد شد. در چنین شرایطی شدت پیک مربوط به خانواده صفحات موردنظر کاهش و پهنای پیک افزایش می­یابد [22]؛ ولی در مورد پودر و پوشش YSZ-Al2O3 که هر دو نانو هستند، به نظر می­رسد انجماد سریع نانو ذرات YSZ-Al2O3 (قبل از کریستالی شدن برخی ذرات) و تشکیل فاز آمورف باعث کاهش شدت پیک­ها در مقایسه با آنالیز پودر موردنظر در زوایای مشابه شده است. با توجه به اینکه در فازهای شیشه­ای یا آمورف فاصله صفحات کریستالی تعریف نمی­شود، مطابق با قانون براگ نمی­تواند پراشی از این فازها صورت بگیرد؛ از این رو شدت پیک برای ترکیباتی که حاوی فاز آمورف هستند، کاهش می­یابد. دلیل دیگری که می­تواند باعث شود شدت پیک­های حاصل از پوشش نسبت به پودر با ترکیب یکسان، کمتر باشد، فراوانی پراش است. در واقع پوشش از تجمع اسپلت­ها روی هم شکل می­گیرد و در آنالیز XRD پوشش­ها، پرتو X تا عمق مشخصی از ضخامت پوشش نفوذ می­کند و تداخل سازنده پراش این لایه­ها ثبت می­شود؛ درحالی‌که در آنالیز XRD پودر، جهت­گیری تصادفی صفحات کریستالی و در نتیجه فراوانی پراش بیشتر از پوشش است که منجر به افزایش شدت پیک­های الگوی حاصل از پودرها نسبت به پیک­های متناظر از پوشش خواهد شد.

 

 

شکل (7): الگوی XRD مربوط به پودر و پوشش YSZ-40wt%Al2O3: تصاویر ضمیمه شده مربوط به زوایای ˚36 -29 =θ2، ˚52 -49 =θ2، ˚64 -59=θ2 و ˚77 -71=θ2 است.

 

 

اثر زمینه در الگوی پراش نیز نشان­دهنده وجود فاز آمورف در رسوب پیش­ماده است. با دقت بیشتر در الگوهای پراش و بـررسی طیـف زمینه در تصاویـر ضمیمه شده مشـاهده می­شود که در کل الگوی پراش، در تمامی زوایا، شدت طیف زمینه­ی مربوط به پوشش، مساوی و یا بیشتر از ماده پودری می­باشد که این موضوع را هم می­توان تأییدی بر کاهش میزان کریستالی شدن پوشش YSZ-40wt%Al2O3 اعمال شده با فرآیند APS دانست.

 

 

3-3- نتايج اندازه‌گيري مقاومت پوشش‌ها در برابر اكسيداسيون دماي بالا

شكل 8 تغيير ضخامت لايه TGO تشكيل شده روي پوشش اتصال برحسب زمان اکسیداسیون را براي پوشش سپر حرارتی معمولی و پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ با فرآیند APS را نشان مي‌دهد. هر نقطه اندازه‌گيري شده روي منحني نماينده ميانگين 20 اندازه‌گيري ضخامت لايه TGO است. مي‌توان مشاهده كرد كه با افزايش زمان اكسيداسيون، ضخامت لايه TGO افزايش مي‌يابد؛ ولی نرخ رشد لايه TGO در زمان‌هاي طولاني‌تر اكسيداسيون كاهش پيدا مي‌كند. در حقیقت در زمان­های پایین سرعت اکسیداسیون زیاد است و با گذشت زمان سرعت اکسیداسیون کمتر می­شود که این موضوع نشان­دهنده این است که تشکیل لایه TGO نقش حفاظتی دارد. در ابتداي اكسيداسيون نفوذ به‌طرف داخل O2 و نفوذ به‌طرف خارج Al در فصل مشترك پوشش اتصال و YSZ به‌سادگی انجام مي‌شود. بعد از تشكيل لايه TGO نرخ نفوذ اين عوامل و در نتيجه تشكيل TGO كاهش مي‌يابد.

از شکل 8 مي‌توان مشاهده كرد كه مقاومت پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ ایجادشده در برابر اكسيداسيون بيشتر از پوشش­ سد حرارتی معمولی است. همان‌طور که اشاره شد، يك عامل تعیین‌کننده رشد لایه TGO، نفوذ O2 از پوشش رويي است؛ به‌طوری‌که براي ادامه­ی اكسيداسيون، لازم است كه O2 به فصل مشترك NiCrAlY و پوشش سراميكي نفوذ كند. اين نفوذ مي‌تواند به دو روش انجام شود: از طريق يون‌ها و از طريق مولكول‌ها. نفوذ يوني از طريق مكان‌هاي خالي در شبكه و نفوذ مولكولي از طريق مرزدانه يا ساير عيوب در ساختار پوشش انجام مي‌شود [23-24]. تحت شرايط كاري يك TBC در توربين گازي، انتقال اكسيژن از پوشش رويي توسط نفوذ گاز بر نفوذ يوني غلبه مي‌كند [25]. در پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ با توجه به اینکه در ترکیب یوتکتیک YSZ-40%wtAl2O3 نقطه­ی ذوب کاهش می­یابد، پوشش حاصل از مقدار اسپلت­هایی بیشتر و با درجه­ی پهن­شدگی بالاتری شکل می­گیرد که باعث می­شود فشردگی ساختار و تماس مناسب بين اسپلت‌هاي تشکیل شده افزایش یابد. این امر باعث كاهش نفوذ مولكول‌هاي اكسيژن می­‌شود و در جهت كاهش ضخامت لايه TGO نیز عمل می­كند.

 

 

 

شکل (8): منحنی تغییرات ضخامت لایه TGO برحسب زمان برای نمونه­های پوشش­دهی شده.

 

 

شکل­ 9 تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه­های پوشش TBC معمولی به همراه نقشه توزيع عناصر پوشش بعد از 200 ساعت در دمای C˚ 1100 با فرآیند APS ­را نشان می­دهد. با توجه به مطالعات انجام شده توسط دیگر محققان، رنگ­هاي روشن، خاکستري و تيره به ترتيب نشان­دهنده فازهاي γ´/γ، NiAl (β) و فاز اکسیدی هستند. فاز γ محلول جامدی از زمینه آلیاژ (پایه نیکل) است و فاز γ´، Ni3Al می­باشد. فاز بین فلزی NiAl يک فاز آلومينايدي غني از آلومينيم است که به‌عنوان عامل مقاومت به اکسيداسيون در پوشش محسوب مي­شود. آلومينيم به دليل تشکيل لایه اکسيدي محافظ TGO جزء عناصر محافظ در پوشش محسوب مي­شود و نيکل زمينه پوشش را تشکيل مي­دهد. لازم به ذکر است که در پوشش­ اتصال، آلومينيم موردنیاز جهت تشکيل قشرهاي محافظ آلومينايي به ميزان بسيار زيادي توسط فاز مونوآلومينايدي در طول عمر مفيد اين پوشش­ها تأمين مي­گردد. در واقع در اين پوشش­ها فاز بين فلزي NiAl به‌عنوان يک ذخيره آلومينيم براي تشکيل لايه اکسيدي محافظ آلومينا عمل مي­کند و تخليه آلومينيم در پوشش نشان­دهنده تخليه پوشش از فاز β–NiAl است [26-27]. به­طور طبیعی تشکیل و رشد لایه اکسیدی بر روی سطح پوشش اتصال با مصرف بخشی از عناصر این پوشش همراه است؛ Al در حین سرویس‌دهی جهت حفاظت و تشکيل اکسيد محافظ از پوشش به فصل مشترک لایه سرامیکی و پوشش اتصال نفوذ مي­کنند؛ بنابراین زمان‌هاي طولاني قرار گرفتن در دماهاي بالا تخليه Al به‌طرف TGO را نتيجه مي‌دهد.

 

 

 

شکل (9): الف، ب و ج) تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از نمونه با پوشش سپر حرارتی معمولی در بزرگنمایی­های مختلف بعد از 200 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚1100 و د) نقشه توزيع عناصر از تصویر (ب).

 

 

با توجه به تصویر ایجاد شده شکل 9 برای رگه­های قابل‌مشاهده در فصل مشترک پوشش اتصال و پوشش رویی (TC/BC 12)، برای پوشش TBC معمولی به نظر می­رسد که حداقل دو فاز اکسیدی به رنگ­های سیاه و خاکستری در تصاویر دیده می­شوند. همان‌طور که اشاره شد در پوشش­هاي اتصال، فاز β–NiAl به‌عنوان ذخيره آلومينيم براي تشكيل لايه اكسيدي آلوميناي محافظ عمل مي­كند و با افزایش زمان اکسیداسیون به دليل افزایش مقدار اکسيد، مقدار آلومينيم موجود در پوشش اتصال کمتر شده و پوشش از فاز NiAl (β) كه تأمین‌کننده آلومينيم است فقیرتر می­شود. در چنین شرایطی به دليل کاهش آلومينيم موجود در پوشش مذکور امکان تشکيل لايه اکسيد محافظ آلومينيم (α-Al2O3) که نقش محدود کردن تخريب­هاي ناشي از اکسیداسیون در دماي بالا را دارد، کم مي­شود. با این توضیح و با توجه به مطالعات صورت گرفته [20]، در اکثر سیستم­های سپر حرارتی متشکل از لایه­ی اتصال حاوی آلومینیم، ضمن قرارگیری در دمای بالا، ابتدا لایه­ی نازک اکسیدی با فاز غنی از α-Al2O3، در فصل مشترک TC/BC تشکیل می­شود. در ادامه، با تداوم اکسیداسیون و هم‌زمان با رشد لایه TGO، اکتیویته­ی آلومینیم در پوشش اتصال و در مجاورت فصل مشترک TC/BC کاهش‌یافته و به کمتر از حد موردنیاز برای تشکیل آلومینا می­رسد. در این شرایط، کاهش اکتیویته­ی آلومینیم هم‌زمان با افزایش اکتیویته­ی اکسیژن در ساختار، سبب می­شود تا اکسید سایر عناصر آلیاژی موجود شروع به شکل­گیری کرده و با اسپینل­های (Co,Ni)(Cr,Al)2O4، α-Cr2O3 و بـه ‌ندرت NiO آغاز می­شود؛ بنابراین با توجه به مطالب ذکرشده و نیز مشاهدات صورت گرفته توسط سایر پژوهشگران [28]، به نظر می­رسد که لایه­ی اکسیدی تیره که در بالای پوشش اتصال تشکیل شده، فاز غنی از α-Al2O3 است و رگه­های روشن‌تر قابل‌مشاهده در زیر پوشش سرامیکی، اکسید­های غیر از α-Al2O3 و عمدتاً اسپینل­های حاوی Cr، Ni و Al هستند. با توجه به اینکه عناصر تشکیل‌دهنده اسپینل­ها سنگین­تر از Al هستند، اکسیدهای آن­ها به‌صورت فاز رو­شن­تر نسبت به α-Al2O3 در TGO مشاهده می­شوند. نکته قابل ‌توجه این است که در ناهمواری­ها به‌خصوص در برآمدگی­ها سطح بیشتری نسبت به نواحی هموار وجود دارد؛ بنابراین در ابتدا ضمن تشکیل یک لایه پیوسته TGO میزان آلومینیم بیشتری مصرف می­شود، درنتیجه اکتیویته آلومینیم در مجاورت ناهمواری­ها سریع­تر کاهش‌یافته و به کمتر از حد موردنیاز برای تشکیل آلومینا می­رسد؛ لذا در این سطوح تشکیل اسپینل زودتر آغاز می­شود و TGO در این نقاط ضخیم­تر خواهد شد. در ادامه مکانیزم تشکیل ترک­های عمودی در پوشش YSZ-40%wtAl2O3 در زمان­های مختلف آزمون اکسیداسیون مورد بحث قرار می­گیرد.

        شکل­ 10 تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه YSZ-40%wtAl2O3/YSZ با فرآیند APS ­ را بعد از 50 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚ 1100 نشان می­دهد. همان‌طور که مشاهده می­شود یک لایه پیوسته TGO در فصل مشترک پوشش اتصال/YSZ تشکیل شده است. همچنین در اين شكل ترك عمودي در راستای ضخامت پوشش YSZ-40%wtAl2O3 مشاهده مي‌شود. بايد توجه كرد كه مكانيزم تشكيل اين ترك‌هاي عمودي متفاوت با آن چيزي است كه در ­پوشش­های سد حرارتی متراكم حاوی ترك‌هاي عمودي13 مشاهده مي‌شود. DVC كه توسط تیلور و همکاران14 [29] توسعه داده شد ترك‌هاي عمودي را در حين لايه‌نشاني با تنش‌هاي حرارتي لايه‌هاي مكرر پوشش و به دنبال آن سرد شدن بعدي به دست مي‌آورند و فقط در پوشش‌هاي با دانسيته بيشتر از 88% يا بالاتر رخ مي‌دهند. پژوهش­هایی در زمینه‌ی نحوه­ی تشکیل ترک­های عمودی در پوشش­های سپر حرارتی با پیش­ماده پیرولیز نشده انجام گرفته است [30-31].  لیانگ­زی و همکاران [16] نشان دادند كه منشأ اين ترك‌ها پيروليز پيش‌ماده باقيمانده در ساختار پوشش در نتيجه­ی حرارت منتقل­شده به پوشش در حين فرايند لايه­نشاني از تفنگ پلاسما و يا قرار گرفتن در دماي بـالا در حيـن سرويس يـا عمليات حرارتي بعد از لايه­نشاني است. مطابق با شکل 5-ب، بعد از لایه­نشانی تقریباً mµ 140 پوشش با فرآیند APS، اثری از تشکیل ترک­های عمودی مشاهده نشد. در واقع در حين لايه­نشاني، زماني كه درجه حرارت بيشتر از دماي تجزيه پيش‌ماده باشد، پیش­ماده­های پیرولیز نشده موجود در پوشش شروع به تجزيه شدن مي‌كنند. زماني كه تنش كششي ايجاد شده در نتيجه تجزيه پيش‌ماده بيشتر از استحكام كششي پوشش باشد، ترك‌هاي عمودي در پوشش رويي به وجود مي‌آيد؛ از این رو پیرولیز پیش­ماده با شدت بیشتری در پوشش­های با ضخامت زیاد رخ می­دهد. این امر به‌واسطه زمان پاشش طولانی­تر و دمای بالاتر پوشش است که سبب افزایش تمایل به تشکیل ترک­های عمودی می­شود [16]؛ ولی در مورد پوشش مذکور به دلیل ضخامت کم پوشش و عبورهای متوالی کمتر مشعل پلاسما، دمای منتقل شده از جت پلاسما کمتر از دمای لازم برای تجزیه پیش­ماده است؛ لذا تنش­های حاصل از پیرولیز پیش­ماده در پوشش برای ایجاد ترک­های عمودی در آن کافی نبوده و اثری از ترک در پوشش بعد از لایه­نشانی مشاهده نشد. در مقابل مشاهده ترك‌ها در ساختار پوشش بعد از اکسیداسیون نشان مي‌دهد كـه علی­رغم عملیـات حرارتی پـودر مـوردنظر قبـل از لایه نشانی و گرمای منتقل­شده به پوشش و زيرلايه از عبورهای متوالی مشعل پلاسما هنوز هم پيش‌ماده پيروليز نشده در ساختار پوشش نیز وجود داد. نتایج حاصل از XRD از شکل 6 وجود پیش­ماده پیرولیز نشده در ساختار پوشش را بعد از لایه­نشانی تأیید می­کند.

 

 

 

شکل (10): تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه YSZ-40%wtAl2O3/YSZ بعد از 50 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚ 1100.

 

 

شکل­ 11 و 12، به ترتیب تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه YSZ-40%wtAl2O3 با فرآیند APS را بعد از 100 و 150 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚ 1100 در بـزرگنمایی­هـای مختلف نشان می­دهد. بـا مقایسه­ی این شکل­هـا بـا شکل 10 (بعد از 50 ساعت اکسیداسیون) مشاهده می­شود کـه با افزایش زمان اکسیداسیون تعداد تـرک­هـای عمودی در راستای ضخامت برای پوشش YSZ-40%wtAl2O3 افزایش‌یافته است. همان‌طور که اشاره شد، انقباض حجمی و تنش‌هاي كششي ناشي از پيروليز پيش‌ماده كه در حين لايه­نشاني پوشش يا عمليات حرارتي بعدي توسعه پيدا مي‌كنند، به‌عنوان اصلی­ترین دلیل تشکیل ترک­های عمودی با فاصله تقریباً یکسان شناخته می­شود. افزایش تعداد ترک­ها با افزایش زمان اکسیداسیون، به این دلیل است کـه در هـر مرحله از اکسیداسیون بخشی از پیش­ماده به‌صورت پیرولیز نشده از مرحله قبل باقی‌مانده است. در چنین شرایطی با توجه به اینکه میزان انقباض حجمی وابسته به میزان پیش­ماده پیرولیز نشده در پوشش است، با افزایش زمان اکسیداسیون و ادامه تجزيه پيش‌ماده باقیمانده، تنش­های کششی بزرگ‌تر شده و نیرو محرکه­ی تشکیل ترك‌ها افزایش می­یابد.

 

 

 

شکل (11): تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه YSZ-40%wtAl2O3/YSZ بعد از 100 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚1100.

 

 

شکل (12): تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه YSZ-40%wtAl2O3/YSZ بعد از 150 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚1100.

 

 

شکل­ 13 تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از مقطع نمونه YSZ-40%wtAl2O3 با فرآیند APS ­ را بعد از 200 ساعت اکسیداسیون در دمای C˚1100 نشان می­دهد. همان روند طی شده در زمان­های قبلی اکسیداسیون (50، 100 و 150 ساعت)، در 200 ساعت نیـز صادق است.

وجود تـرک­های عمـودی بعـد از عملیـات حرارتی پوشش­های سپر حرارتی نیز توسط چن و همکاران15 [32] مشاهده شد. اين ويژگي در مقاومت پوشش‌ها در برابر شوك حرارتي اهميت دارد كه در بخش بعدی پژوهش مورد بررسي قرار خواهد گرفت.

 

 

شکل (13): تصاویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی از نمونه YSZ-40%wtAl2O3/YSZ به همراه نقشه توزيع عناصر پوشش بعد از 200 ساعت در دمای C˚1100.

 

 

3-4- نتايج اندازه‌گيري مقاومت پوشش‌ها در برابر شوک حرارتی

در ارزیابی پوشش­ها در آزمون شوک حرارتی، از هر سری نمونه­ها 2 نمونه به‌منظور بررسی نقش مشخصه­های ساختاری بـر مقاومت در برابر شوک­ حرارتی در نظر گرفته شد. نمونه­های پوشش­دهی شده پس از 5 دقیقه قرار گرفتن در دمای  °C1000 به‌سرعت در آب با دمای محیط سرد شده و سیکل­های حرارتی تا تخریب نسبی پوشش­ها ادامه یافته است. شکل 14 تصاویر ماکروسکوپی و میکروسکوپی از نمونه با پوشش سپر حرارتی معمولی با فرآیند APS را در سیکل­های مختلف شوک حرارتی در امتداد خط برش نشان می­دهد. شکل 14-الف و ب مربوط به تصاویر بعد از 100 سیکل و شکل 14-ج و د بعد از 160 سیکل حرارتی است. نتایج نشان می­دهند که با افزايش سيكل‌ها ترك‌ها توسعه پيدا مي‌كنند و در نهایت به ايجاد كندگي در پوشش مي‌انجامد. به‌طور معمول، تخریب پوشش با جوانه‌زنی ترک­های میکروسکوپی از لبه­ی پوشش سرامیکی آغاز و در ادامه به بخش­های مجاور گسترش‌یافته است درحالی‌که بخش­هـای میـانی پوشش، کماکان اتصال خود را حفظ می­کنند. آغاز تخریب از این مناطق به‌واسطه‌ی سرمایش شدید و تنش­هـای حرارتی است که در گوشه­ی نمونه­ها ایجاد می­شوند [33]. 

همان‌طور که از شکل 14 مشاهده می­شود بعد از 100 سیکل ترک عرضی در بین لایه­های پوشش YSZ ایجاد شده و با ادامه آزمون تا 160 سیکل حرارتی رشد و به هم پیوستن ترک­ها سبب لایه­لایه شدن پوشش شد. استحکام ضعیف بین لایه­های پوشش، اکسیداسیون پوشش اتصال، تنش­های حرارتی ناشی از وجود گرادیان دمایی و همچنین اختلاف در ضرایب انبساط حرارتی، چهار منبع اصلی ایجاد تنش در پـوشش محسوب می­شوند که می­توانند منشأ ترک باشند [34]. با توجه به مشاهدات صورت گرفته و نتایج مربوط به آزمون اکسیداسیون هم­دما، به نظر می­رسد که عامل اصلی تخریب پوشش‌ YSZ لایه نشانی شده در برابر شوك حرارتي، رشد لایه TGO و گرمایش/سرمایش سریع بوده است. همچنین مطالعات انجام‌گرفته نشان می­دهند که اختلاف ضریب انبساط حرارتی بین پوشش اتصال و YSZ می­تواند عامل جوانه­زنی ترک در فصل مشترک پوشش NiCrAlY/YSZ باشد که با ادامه سیکل­های حرارتی برای رهـاسازی این تنش­هـا در اسپلت­های ترد زیرکونیایی ترک­هایی ایجاد می­گردد [35].

 

 

 

شکل (14): نمونه با پوشش سپر حرارتی معمولی بعد از آزمون شوک حرارتی، الف) تصویر ماکروسکوپی از نمونه دیسکی ­شکل، ب) تصویر میکروسکوپی الکترونی از مقطع عرضی نمونه بعد از 100 سیکل، ج) تصویر ماکروسکوپی از نمونه دیسکی ­شکل، د) تصویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی بعد از 160 سیکل.

 

 

شکل 15 تصاویر ماکروسکوپی و میکروسکوپی از نمونه با پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ با فرآیند APS را در سیکل­های مختلف شوک حرارتی در امتداد خط برش نشان می­دهد. شکل 15-الف و ب مربوط به تصاویر بعد از 100 سیکل و شکل 15-ج و د بعد از 160 سیکل حرارتی است. از مقایسه شکل 15 با شکل 14 در سیکل­های حرارتی یکسان، می­توان دریافت که اعمال یک لایه­ی YSZ-40%wtAl2O3 روی YSZ می­تواند در كاهش منابع تنش‌هاي باقيمانده مؤثر باشد و تشكيل ترك‌های افقی را به تأخیر بیندازد. این امر باعث می­شود که پوشش YSZ که به‌عنوان جز اصلی TBC عمل می­کند، دوام بیشتری داشته باشد. در شکل 15-ب در بیرونی­ترین لایه­ی پوشش که مربوط به YSZ-40%wtAl2O3 است، ترک­های عمودی نیز در ساختار پوشش وجود دارد. به‌طورکلی تنش­های حاصل بـرای پـوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ را می­تـوان تنش­های ناشی از پیرولیز پیش­ماده، گرمایش/سرمایش شدید و اختلاف ضریب انبساط حرارتی در نظر گرفت. با توجه به اینکه ترکیب اصلی پوشش YSZ-40%wtAl2O3 با YSZ یکسان بوده و همچنین ترک­های موجود افقی نبوده و به‌صورت عمودی و در راستای ضخامت پوشش اتفاق افتاده است؛ از این رو به نظر می­رسد که تنش­های حاصل از اختلاف ضریب انبساط حرارتی کـم بـوده و تنش­های عمل­کننده تا این سیکل­های حرارتی، پیش­ماده پیرولیز نشده­ای است که با گرمایش/سرمایش سریع تشدید شده و منجر به ایجاد ترک­های عمودی شده است. قابليت مناسب ترک­های عمودی از نظر تحمل تنش­ها، توانايي پوشش جهت آزادسازی تنش­ها و تحمل كرنش‌هاي حرارتي ايجاد شده در حين سيكل‌هاي حرارتي را افزايش داده و در نهایت به شکل دوام افزایش‌یافته ظاهر می‌شود. بعد از 160 سیکل حرارتی، ترک­هایی عرضی در پوشش YSZ قابل‌مشاهده است کـه می­تـواند به دلیل گرمایش/سرمایش شدید و تنش­های حاصل از رشد لایه TGO باشد. در واقع تنش‌هاي پسماند قابل­ملاحظه‌اي مي‌تواند در نتیجه­ی عدم تطابق ضرايب انبساط حرارتي توسعه پيدا كند كه لايه‌هاي زيركونيا را در معرض تنش كششي قرار مي‌دهد و تشكيل ترك‌هاي عرضي را نتيجه مي‌دهد.

 

 

 

شکل (15): نمونه با پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ بعد از آزمون شوک حرارتی، الف) تصویر ماکروسکوپی از نمونه دیسکی ­شکل، ب) تصویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی بعد از 100 سیکل، ج) تصویر ماکروسکوپی از نمونه دیسکی ­شکل، د) تصویر میکروسکوپی الکترونی برگشتی بعد از 160 سیکل.

 

 

4- نتیجه­گیری

در این پژوهش ترکیب یوتکتیک YSZ-40%wtAl2O3 به‌عنوان یک پوشش سد نفوذی روی TBC اعمال شد و با بررسی چگونگی تشکیل و عملکرد ترک­های عمودی در آن، مقاومت به اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش
 YSZ-40%wtAl2O3/YSZ با TBC معمولی مقایسه شد. مهم‌ترین نتایج این پژوهش را می­توان به شرح زیر خلاصه کرد:

1) نتایج XRD نمونه­های YSZ و YSZ-40%wtAl2O3 نشان داد که پيک­های اصلی مربوط به پوشش YSZ-Al2O3 و YSZ، ZrO2 تتراگونال بوده و تشخیص پیک­های مجزا مربوط به Y2O3 و Al2O3 به دلیل تشکیل محلول جامد Y2O3 و Al2O3 در ساختار ZrO2 امکان‌پذیر نباشد.

2) انجماد سریع نانو ذرات YSZ-Al2O3 و تشکیل فاز آمورف باعث کاهش شدت پیک­ها در مقایسه با آنالیز پودر YSZ-Al2O3 در زوایای مشابه شد. همچنین فراوانی پراش بیشتر پودر نسبت به پوشش، دلیل دیگری برای افزایش شدت پیک­های الگوی حاصل از پودر YSZ-Al2O3 نسبت به پیک­های متناظر از آن پوشش معرفی شد.

3) پیرولیز پیش­ماده در پوشش YSZ-40%wtAl2O3 تشکیل شده در حین فرآیند پاشش لایه­های بعدی منجر به انقباض حجمی و ایجاد تنش­های کششی در ساختار پوشش می­شود که به‌عنوان اصلی­ترین دلیل تشکیل حفرات در ریزساختار این پوشش شناخته می­شود.

4) با افزایش زمان اکسیداسیون و ادامه تجزيه پيش‌ماده باقیمانده، تنش­های کششی در پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ بزرگ‌تر شده و نیرو محرکه­ی تشکیل ترك‌ها افزایش یافت که تعداد بیشتر ترک­ها با افزایش زمان اکسیداسیون را به همراه داشت.

5) در پوشش YSZ-40%wtAl2O3/YSZ با توجه به اینکه در ترکیب یوتکتیک YSZ-40%wtAl2O3 نقطه­ی ذوب کاهش می­یابد، پوشش حاصل از مقدار اسپلت­هایی بیشتر و بـا درجـه­ی پهن­شدگی بالاتری شکل می­گیرد که باعث می­شود فشردگی ساختار و تماس مناسب بين اسپلت‌هاي تشکیل شده افزایش یابد. این امر باعث كاهش نفوذ مولكول‌هاي اكسيژن شد و ضخامت لايه TGO را به میزان 6/18 درصد نیز کاهش داد.

6) در نمونه با پوشش YSZ-40%wtAl2O3 قابليت مناسب ترک­های عمودی از نظر تحمل تنش­ها، توانايي پوشش جهت آزادسازی تنش­ها و تحمل كرنش‌هاي حرارتي ايجاد شده در حين سيكل‌هاي حرارتي را افزايش داد.

 

 

 

5- مراجع

[1] R. Vassen, A. Stuke & D. Stöver, "Recent developments in the field of thermal barrier coatings", Journal of thermal spray technology, vol. 18, pp. 181-186, 2009.

 

[2] ر. سحرخیز، ض. والفی، م. میرجانی و س تقی رمضانی، "مقایسه ریزساختار و مقاومت به اکسیداسیون دما بالای پوشش‌های NiCrAlY ایجاد شده به روش پاشش پلاسمایی اتمسفری (APS) و پاشش پلاسمایی با غلاف جامد محافظ (SSPS)"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 15، شماره 2، صفحه 82-65، 1400.

 

 [3] S. Taghi-Ramezani, Z. Valefi, M. Mirjani & R. Ghasemi, "The influence of pyrolysing Al2O3 precursor on the high temperature properties of the YSZ-Al2O3 composite coating", Surface Engineering, vol. 37, no. 8, pp. 991-1001, 2021.

 

[4] س. تقی رمضانی، ض. والفی، ن. احسانی و م. میرجانی، "مقایسه خواص اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش‌های سپر حرارتی کامپوزیتی YSZ/Nano-Al2O3 با آلومینای ایجاد شده از فرآیند پاشش پلاسمایی پودر پیش‌ماده پیرولیز نشده و پودر کریستالی نانوآگلومره"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 15، شماره 3، صفحه 15-1، 1400.

 

 

[5] A. Keyvani, M. Saremi & M. H. Sohi, "Oxidation resistance of YSZ-alumina composites compared to normal YSZ TBC coatings at 1100 C", Journal of alloys and compounds, vol. 509, no. 33, pp. 8370-8377, 2011.

 

[6] س. تقی رمضانی، ض. والفی و ن. احسانی، "بررسی خواص اکسیداسیون و شوک حرارتی پوشش سپر حرارتی کامپوزیتی YSZ/Al2O3 با آلومینای ایجاد شده با فرآیند پاشش حرارتی محلول پیش‌ماده"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 14، شماره 4، صفحه 90-77، 1399.

 

[7] A. Keyvani, "Microstructural stability oxidation and hot corrosion resistance of nanostructured Al2O3/YSZ composite compared to conventional YSZ TBC coatings", Journal of Alloys and Compounds, vol. 623, pp. 229-237, 2015.

 

[8] A. Keyvani, Microstructural stability of nanostructured YSZ–alumina composite TBC compared to conventional YSZ coatings by means of oxidation and hot corrosion tests", Journal of alloys and compounds, vol. 600, pp. 151-158, 2014.

 

[9] A. C. Karaoglanli, E. Altuncu, I. Ozdemir, A. Turk & F. Ustel, "Structure and durability evaluation of YSZ+Al2O3 composite TBCs with APS and HVOF bond coats under thermal cycling conditions", Surface and Coatings Technology, vol. 205, pp. S369-S373, 2011.

 

[10] X. Guo, "Space-charge conduction in yttria and alumina codoped-zirconia 1", Solid State Ionics, vol. 96, no. 3-4, pp. 247-254, 1997.

 

[11] B. Liang, H. Liao, Ch. Ding & Ch. Coddet, "Nanostructured zirconia–30 vol.% alumina composite coatings deposited by atmospheric plasma spraying", Thin Solid Films, vol. 484, no. 1-2, pp. 225-231, 2005.

[12] M. Saremi, Z. Valefi & N. Abaeian, "Hot corrosion, high temperature oxidation and thermal shock behavior of nanoagglomerated YSZ–Alumina composite coatings produced by plasma spray method", Surface and Coatings Technology, vol. 221, pp. 133-141, 2013.

 

[13] D. Chen, E.H. Jordan & M. Gell, "Solution precursor high-velocity oxy-fuel spray ceramic coatings", Journal of the European Ceramic Society, vol. 29, no, 16, pp. 3349-3353, 2009.

 

[14] M. Karger, R. Vaßen & D. Stöver, "Atmospheric plasma sprayed thermal barrier coatings with high segmentation crack densities: Spraying process, microstructure and thermal cycling behavior", Surface and Coatings Technology, vol. 206, no. 1, pp. 16-23, 2011.

 

[15] H. Guo, S. Kuroda & H. Murakami, "Microstructures and properties of plasma‐sprayed segmented thermal barrier coatings" Journal of the American Ceramic Society, vol. 89, no. 4, pp. 1432-1439. 2006.

 

[16] L. Xie, D. Chen, E. H. Jordan & A. Ozturk, "Formation of vertical cracks in solution-precursor plasma-sprayed thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 201, no. 3, pp. 1058-1064, 2006.

 

[17] R. Lima, A. Kucuk & C. Berndt, "Integrity of nanostructured partially stabilized zirconia after plasma spray processing", Materials Science and Engineering: A, vol. 313, no. 1 pp. 75-82, 2001.

 

[18] J. Wu, H. B. Guo, L. Zhou & L. Wang, "Microstructure and thermal properties of plasma sprayed thermal barrier coatings from nanostructured YSZ", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 19, no. 6, pp. 1186-1194, 2010.

 

[19] H. Zhou, F. Li & J. Wang, "Microstructure analyses and thermophysical properties of nanostructured thermal barrier coatings", Journal of Coatings Technology and Research, vol. 6, no. 3, pp. 383-390, 2009.

 

[20] P. Fauchais, "Thermal Spray Fundamentals/Fauchais", P., Heberlein, J., Boulos, M. NY: Springer, p. 1600, 2014.

[21] M. Gell, E.H. Jordan, M. Teicholz & B. M. Cetegen, "Thermal barrier coatings made by the solution precursor plasma spray process", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 17, pp. 124-135, 2008.

 

[22] G. Jeffery, "Elements of x-ray diffraction (Cullity, BD)", ACS Publications, 1957.

 

[23] J. Ziegelheim, L. Lombardi, Z. Pala & Z. Česánek, "Abradable Coatings for Small Turboprop Engines: A Case Study of Nickel-Graphite Coating", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 28, no. 4, pp. 794-802, 2019.

 

[24] L. Jin, L. Ni, Q. Yu, A. Rauf & Ch .Zhou, "Thermal cyclic life and failure mechanism of nanostructured 13 wt% Al2O3 doped YSZ coating prepared by atmospheric plasma spraying", Ceramics International, vol. 38, no. 4, pp. 2983-2989, 2012.

 

[25] A. Fox & T. Clyne, "Oxygen transport by gas permeation through the zirconia layer in plasma sprayed thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 184, no. 2-3, pp. 311-321, 2004.

 

[26] M. J. Donachie & S. J. Donachie, "Superalloys: a technical guide", ASM international, 2002.

 

[27] ب. قاسمی، ض. والفی و س. تقی رمضانی، "مقایسه خواص اکسیداسیون هم‌دما و شوک حرارتی پوشش‌ CoNiCrAlY اعمال‌شده با استفاده از فرآیندهای پاشش پلاسمایی اتمسفری و پاشش پلاسمایی تحت گاز محافظ نیتروژن"، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، دوره 16، شماره 1، صفحه 61-43، 1401.

 

[28] F. Wu, E. H. Jordan, X. Ma & M. Gell, "Thermally grown oxide growth behavior and spallation lives of solution precursor plasma spray thermal barrier coatings", Surface and Coatings Technology, vol. 202, no. 9, pp. 1628-1635, 2008.

 

[29] T. A. Taylor, D. L. Appleby & A. Bolcavage, "Dense vertically cracked thermal barrier coatings", Google Patents, 2012.

 

[30] H. Guo, R. Vaßen & D. Stöver, "Atmospheric plasma sprayed thick thermal barrier coatings with high segmentation crack density", Surface and Coatings technology, vol. 186, no. 3, pp. 353-363, 2004.

 

[31] M. Gell, E.H. Jordan, M. Teicholz & B. M. Cetegen, "Thermal barrier coatings made by the solution precursor plasma spray process", Journal of Thermal Spray Technology, vol. 17, pp. 124-135, 2008.

 

[32] L. Li, B. Kharas, H. Zhang & S. Sampath, "Suppression of crystallization during high velocity impact quenching of alumina droplets: Observations and characterization", Materials Science and Engineering: A, vol. 456, no. 1-2, pp. 35-42, 2007.

 

[33] H. Echsler, V. Shemet, M. Schütze, L. Singheiser & W. J. Quadakkers, "Cracking in and around the thermally grown oxide in thermal barrier coatings: A comparison of isothermal and cyclic oxidation", Journal of Materials science, vol. 41, no. 4, pp. 1047-1058, 2006.

 

[34] C. Zhou, N. Wang & H. Xu, "Comparison of thermal cycling behavior of plasma-sprayed nanostructured and traditional thermal barrier coatings", Materials Science and Engineering: A, vol. 452, pp. 569-574, 2007.

 

[35] S. Bose, "High temperature coatings", Butterworth-Heinemann, 2011.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

6- پی­نوشت

 

[1] Turbine Inlet Temperature

[2] Thermal Barrier Coatings

[3] Yttria-Stabilized Zirconia

[4] Thermally Grown Oxide

[5] Liang et al

[6] Atmospheric Plasma Spraying

[7] Vertical Crack

[8] Xie et al

[9] Grit Blasting

[10] Nanozones

[11] Bimodal Structure

[12] Top Coat/Bond Coat

[13] Dense Vertical Crack-Tbc

[14] Taylor et al

[15] Chen et al

برای ارجاع به این مقاله از عبارت ذیل استفاده نمایید:

Please cite this article using:

Saeid Taghiramezani, Zia Valefi, Investigating the Performance of Vertical Crack Formation in Oxidation and Thermal Shock Test of Nano YSZ-40%wtAl2O3 Coating Applied on YSZ by Atmospheric Plasma Spraying Process, New Process in Material Engineering, 2024, 18(2), 25-46.

 

 

 

---