王躍明，熊翔，時啟龍，夏運朝，閔小兵

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部分非晶化ZrO2/Y2O3基冷噴涂粉末的制備及應(yīng)用

王躍明1, 2，熊翔3，時啟龍4，夏運朝1，閔小兵5

(1. 湖南科技大學(xué)難加工材料高效精密加工湖南省重點實驗室，湘潭 411201；2. 湖南科技大學(xué)高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國防科技重點實驗室，湘潭 411201；3. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；4. 長沙礦冶研究院資源所錳業(yè)組，長沙 410012；5. 湖南省冶金材料研究院先進涂層技術(shù)研究所，長沙 410014)

采用溶膠?凝膠法結(jié)合高能球磨技術(shù)制備部分非晶化ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末，采用噴霧造粒技術(shù)制備ZrO2基團聚粉體，并嘗試采用冷噴涂制備熱障涂層(thermal barrier coatings, 簡稱TBCs)。通過SEM、XRD分析ZrO2基復(fù)合粉末的顯微形貌、物相組成及非晶化程度，通過激光粒度分析儀及差熱掃描量熱儀測定球磨粉末的粒度分布范圍及玻璃化轉(zhuǎn)變溫度。研究表明，隨球磨時間延長，復(fù)合粉末逐漸細化，非晶含量逐漸升高，其中80 h球磨粉末的玻璃化轉(zhuǎn)變溫度及晶化溫度分別為720 ℃及740 ℃，過冷液相區(qū)寬度達20 ℃，平均粒度約0.27 μm，結(jié)晶度約28.09%。噴霧造粒ZrO2基團聚粉體平均粒度約為32 μm，流動性約26.5 s/25 g，松比約1.3 g/cm3，適合用于冷噴涂沉積涂層。冷噴涂TBCs為致密顆粒狀結(jié)構(gòu)，且YSZ頂層與NiCoCrAlY過渡層界面結(jié)合緊密。

高能球磨；部分非晶；ZrO2基復(fù)合粉末；冷噴涂；熱障涂層

熱障涂層(thermal barrier coatings，簡稱TBCs)的性能主要取決于噴涂粉末及制備工藝。作為熱障涂層最常用的制備技術(shù)之一，熱噴涂技術(shù)的高溫成形特點使得噴涂材料不可避免地發(fā)生相變、化學(xué)反應(yīng)及輻射現(xiàn)象，導(dǎo)致陶瓷涂層殘余熱應(yīng)力偏高，而涂層厚度、致密性及力學(xué)性能偏低，已難以滿足市場對高性能陶瓷涂層的需求[1?2]。20世紀(jì)90年代發(fā)展起來的冷噴涂技術(shù)具有低溫沉積特點，可避免噴涂粉末氧化、分解、相變及納米結(jié)構(gòu)材料的晶粒長大，因而在制備氧化敏感材料、溫度敏感材料及相變敏感材料時，冷噴涂技術(shù)較傳統(tǒng)熱噴涂技術(shù)的優(yōu)勢明顯[3?4]。據(jù)報道[5]，冷噴涂涂層的沉積依賴入射粉末的粒子速度及碰撞界面材料的塑性變形能力，決定噴涂粉末能否在基體表面沉積形成涂層的因素是其特定的臨界速度，只有粒子飛行速度超過臨界值時，粉末才能在基體表面粘附并沉積成形。臨界速度與材料的塑性變形能力密切相關(guān)，受粉末粒徑、初始溫度、表面狀態(tài)及冷噴涂過程參數(shù)的直接影響[6]。然而，ZrO2/Y2O3陶瓷的塑性變形能力差，即使進行粉末預(yù)熱，陶瓷材料的臨界速度也很難達到。而且，隨著粉末飛行速度的增加，脆性陶瓷粉末易在碰撞過程中碎裂，即使依靠機械互鎖能夠獲得冷噴涂陶瓷薄膜(如500 nm厚的WO3和Y2O3[7])，冷噴涂層仍然很難增厚至微米級。SCHMIDT[6]和NA等[8]研究發(fā)現(xiàn)，非晶材料在其過冷液相區(qū)(玻璃化溫度Tg與晶化溫度T之間)呈現(xiàn)超塑性變形的特點，在冷噴涂碰撞界面具備絕熱剪切失穩(wěn)(ASI)變形特征，完全可以利用ASI理論解釋非晶態(tài)玻璃粉末的碰撞沉積行為。有限元分析結(jié)果表 明[6]，冷噴涂粒子在碰撞界面經(jīng)歷高應(yīng)變速率(109s)變形，當(dāng)粒子速度高于其臨界速度時，界面絕熱剪切應(yīng)變軟化使界面溫度陡然升高，材料應(yīng)力喪失，粘性流的形成促進了粒子與基體之間的粘附。然而，目前冷噴涂非晶涂層材料主要集中在金屬及其合金領(lǐng)域[9?15]。迄今為止，尚未見相關(guān)冷噴涂沉積非晶或部分非晶化ZrO2基熱障涂層的研究報道。為了探討ZrO2基復(fù)合粉末的冷噴涂沉積特性及高性能TBCs制備新技術(shù)，以滿足對其性能日益提高的市場需求，本文采用溶膠-凝膠法制備CeO2包覆ZrO2/Y2O3復(fù)合粉末，采用高能球磨實現(xiàn)ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末的部分非晶化及納米化，采用噴霧造粒法制備類球形團聚粉體，并測定復(fù)合粉末的顯微形貌、粒度及粒度分布范圍、物相組成和玻璃化轉(zhuǎn)變溫度等性能，并嘗試采用冷噴涂制備TBCs涂層。

1 實驗

原料ZrO2/(7%~8%)Y2O3(均為質(zhì)量分?jǐn)?shù))粉末為益陽先導(dǎo)等離子粉末有限公司生產(chǎn)，純度為99.95%，平均粒度約為6 μm。采用溶膠?凝膠法，將聚乙二醇(PEG)和硝酸鈰(Ce(NO3)3?6H2O)以1:1比例混合，在80 ℃下攪拌均勻，調(diào)制鈰的氫氧化物溶膠。將ZrO2/Y2O3粉末與鈰的氫氧化物溶膠均勻混合，溶膠的加入量以充分潤濕ZrO2/Y2O3粉末為準(zhǔn)。然后將溶膠?凝膠粉末進行抽濾、80℃烘干10h及500℃焙燒30min處理。將焙燒后的復(fù)合粉末在XQM-8L變頻行星式球磨機上進行無水乙醇濕磨處理，磨球為直徑7.5 mm的ZrO2/Y2O3陶瓷球，球料比為20:1，球磨機轉(zhuǎn)速為300 r/min，球磨時間分別設(shè)定為20、40、60和80h，每批次制取微細粉末約500 g。

將ZrO2基復(fù)合粉末、去離子水和聚乙烯醇(PVA)按一定比例混合配制料漿，其中PVA的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%，計算公式如下：

將配制好的料漿在離心開式噴霧造粒機上進行造粒，工藝參數(shù)列于表1。噴霧造粒完畢后，復(fù)合粉末在400 ℃氫氣氛燒結(jié)爐中脫脂處理4 h，去除粉末中PVA等添加劑。

表1 噴霧干燥制粒工藝參數(shù)

表2 冷噴涂工藝參數(shù)

選用IF鋼板為基體材料，冷噴涂用過渡層原材料為CoNiCrAlY類球形粉末，平均粒度為25 μm。采用德國生產(chǎn)的KINETIKS3000型冷噴涂設(shè)備制備CoNiCrAlY過渡層及ZrO2/Y2O3(YSZ)涂層，具體參數(shù)如表2所列。

采用D/ruax2550型X射線衍射儀測定YSZ粉末的物相組成；采用Micro-Plvs激光粒度分析儀測量ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末的粒度及粒度分布范圍；采用SETARAM SETSYS Evolution-2400綜合熱分析儀測定ZrO2/Y2O3/CeO2球磨粉末的差熱掃描量熱(differential scanning calorimetry，簡稱DSC)曲線，每次稱量粉末5 mg，測試溫度范圍為0~1300 ℃，升溫速率為10 ℃/min，加熱模式為連續(xù)加熱，載氣為高純Ar，載氣流量為50 mL/min；采用JEOL JSM?6360LV型掃描電子顯微鏡觀察ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末的顯微結(jié)構(gòu)；采用HELIOS NanoLab 600i型電子雙束顯微電鏡在冷噴涂層界面區(qū)域用聚焦離子束沉積一層Pt，制備高分辨透射電鏡樣品，并采用JEOL JEM2100CX型透射電子顯微鏡觀察冷噴涂層結(jié)合界面形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 溶膠?凝膠復(fù)合粉末

溶膠?凝膠實驗過程中，由聚乙二醇提供的羥基與硝酸鈰溶解生成的Ce3+反應(yīng)生成Ce(OH)3半透明溶膠，再通過膠體的強粘附力使其包覆在ZrO2/Y2O3粉末表面，形成一層很薄的透明狀包覆層。經(jīng)抽濾、80℃烘干及500 ℃焙燒后，該膠體熱分解可形成納米級CeO2粉末，并均勻包覆在ZrO2/Y2O3粉末的表面。在溶膠?凝膠復(fù)合粉末制備過程中，主要發(fā)生以下2個反應(yīng)：

1) 制備溶膠過程：

2) ZrO2/Y2O3焙燒過程：

2.2 高能球磨對復(fù)合粉末微觀結(jié)構(gòu)及性能的影響

圖1為ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末在300 r/min時分別球磨20、40、60和80 h后的SEM形貌照片。由圖1可見，隨高能球磨時間延長，復(fù)合粉末逐漸細化，由顆粒狀向團絮狀及針狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。而且，隨球磨時間延長，粉末發(fā)生嚴(yán)重團聚，這是因為溶膠?凝膠法制備的表面CeO2層具有很高的表面活性。此外，CeO2納米級粉末包覆層在機械合金化過程中與ZrO2/Y2O3間發(fā)生固態(tài)反應(yīng)，從而促進ZrO2/Y2O3粉末表面層的非晶化。

圖2所示為復(fù)合粉末經(jīng)高能球磨80h后的SEM形貌(a)及能譜分析曲線圖(b)，由圖2(b)僅可觀察到Zr、O、Y、Ce和Au為主的衍射峰。分析表明，由于陶瓷粉末導(dǎo)電性能較差，為提高樣品導(dǎo)電性能，能譜實驗前復(fù)合粉末需進行噴金處理，因而EDS曲線圖中存在Au的衍射峰。EDS分析還表明，高能球磨過程中不會引入新的雜質(zhì)，復(fù)合粉末成分及純度可有效控制。

圖3所示為ZrO2/Y2O3/CeO2粉末分別球磨不同時間后激光粒度分析曲線。由圖3可見，ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合球磨粉末激光粒度分析曲線均呈“雙峰”分布特征。隨球磨時間由20h延長至80h，粗顆粒峰值逐漸減小，細顆粒峰值逐漸增大，復(fù)合粉末平均粒度逐漸下降，分別為0.45，0.37，0.33和0.27μm。分析表明，高能球磨過程中，在ZrO2/Y2O3陶瓷磨球的高速反復(fù)碰撞和擠壓作用下，粉末顆粒重復(fù)發(fā)生變形、冷焊和撕裂，粉末不斷硬化并破碎，導(dǎo)致粉末細化并發(fā)生表層非晶化轉(zhuǎn)變。

圖1 ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末分別球磨不同時間后的SEM形貌像

圖2 ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末球磨80h后的(a) SEM形貌圖和(b)EDS分析結(jié)果

圖4為高能球磨20，40，60和80 h后ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末的X射線衍射譜。由圖可見，經(jīng)20 h球磨后的衍射圖譜中可觀察到ZrO2、Zr0.82Y0.18O1.91和Zr0.84Ce0.16O2為主的衍射峰。球磨時間延長至40 h后，ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末衍射峰強度稍有減弱，衍射峰寬化，衍射峰逐漸呈“饅頭峰”特征，表明粉末非晶化過程開始發(fā)生。球磨60 h后，ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末的衍射峰強度明顯降低，衍射峰明顯寬化。球磨80 h后，粉末衍射峰強度繼續(xù)減弱，衍射峰進一步寬化。

圖3 ZrO2/Y2O3/CeO2粉末分別球磨不同時間后激光粒度分析曲線

圖4 ZrO2/Y2O3/CeO2球磨粉末X射線衍射圖譜

分析表明，XRD譜中衍射峰寬化有兩個方面原因：一是球磨過程中，粉末在球與球或球與壁的撞擊下，形成了很高的內(nèi)應(yīng)力；另一方面是機械變形導(dǎo)致粉末晶粒細化。采用Jade軟件計算可知，經(jīng)20 h球磨后ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末衍射峰結(jié)晶度為33.21%，經(jīng)40 h球磨后復(fù)合粉末結(jié)晶度為31.91%， 60 h球磨粉末結(jié)晶度為31.65%，而經(jīng)80 h球磨后，復(fù)合粉末結(jié)晶度降低至28.09%。因此，隨球磨時間延長，ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末非晶化程度逐漸增加。據(jù)報道[16]，Muccillo等人也發(fā)現(xiàn)了與本文類似的實驗現(xiàn)象。

DSC分析可以確定非晶材料的特征玻璃化轉(zhuǎn)變溫度Tg、晶化溫度T及粉末中非晶結(jié)構(gòu)的含量。圖5所示為YSZ粉末DSC-TGA曲線，由圖可見，80 h球磨粉末在250 ℃有一明顯的放熱峰，并伴隨有質(zhì)量損失，這可能是膠體包覆粉末在煅燒過程中PEG和硝酸鈰沒有完全燃燒和分解的緣故，殘余的反應(yīng)物在DSC實驗加熱到500 ℃的過程中發(fā)生燃燒或分解而放熱，同時發(fā)生粉末質(zhì)量損失現(xiàn)象。在720~740 ℃范圍內(nèi)有微小的放熱現(xiàn)象，720 ℃時開始發(fā)生玻璃態(tài)轉(zhuǎn)化(Tg)，而740 ℃是粉末再次開始晶化(T)，因此80 h球磨粉末的過冷液相區(qū)寬度為20 ℃。此外，在970 ℃左右發(fā)現(xiàn)明顯的吸熱峰值，此時未檢測到質(zhì)量損失，說明該溫度下氧化鋯發(fā)生了相結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。1 159 ℃時的吸熱峰則對應(yīng)于亞穩(wěn)相m向四方相t和立方相c的轉(zhuǎn)變。ZrO2-Y2O3二元氧化物相圖[17]表明，隨溫度升高，ZrO2晶體依次發(fā)生單斜相(m相)向四方相(t相)和立方相(c相)的轉(zhuǎn)變，本文DSC曲線在970 ℃及1 159 ℃的吸熱峰進一步驗證了ZrO2發(fā)生了相變。

圖5 ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末球磨80 h后的DSC-TGA曲線

2.3 噴霧造粒ZrO2/Y2O3基部分非晶團聚粉體形貌及性能

冷噴涂技術(shù)對噴涂粉末流動性及球形度均有較高要求，經(jīng)球磨處理后，粉末顆粒細小、形狀不規(guī)則且流動性較差。為進一步提高ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末的流動性，本研究采用噴霧造粒技術(shù)制備類球形ZrO2/Y2O3/CeO2部分非晶納米晶團聚體粉末。由圖6(a)可見，80 h球磨粉末經(jīng)噴霧造粒后的團聚粉體為類球形顆粒。由單個團聚粉體表面局部放大圖6(b)可見，團聚粉體由大量納米級微細粉末組成，團聚粉體表面可觀察到較多的微細孔隙。復(fù)合粉末激光粒度分析曲線呈典型的雙峰分布特征(見圖6(c))，細顆粒所占比例較大，粗顆粒比例較小，這與圖6(a)中所觀察到的實驗現(xiàn)象是一致的。經(jīng)檢測，ZrO2/Y2O3/CeO2噴霧干燥團聚粉體平均粒度約為32 μm，流動性約26.5 s/25 g，松比約1.3 g/cm3，適合用于冷噴涂。

2.4 冷噴涂ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合涂層

圖7為冷噴涂層截面形貌照片。由圖7(a)可見，冷噴涂ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合涂層厚度約40 μm，涂層較為致密，經(jīng)測定復(fù)合涂層平均孔隙率僅約1.8%，顯著低于等離子噴涂TBCs涂層(孔隙率達11%~13%)。由圖7(b)可見，ZrO2基復(fù)合涂層與CoNiCrAlY過渡層界面結(jié)合緊密，界面處Pt層為聚焦離子束沉積所致，可以保護該區(qū)域在后續(xù)FIB制備TEM樣品時不受破壞。分析表明，部分非晶化陶瓷粉體在其過冷液相區(qū)呈現(xiàn)出超塑性，在冷噴涂碰撞界面具備絕熱剪切失穩(wěn)(ASI)變形特征，因而可成功制備TBCs涂層。而未經(jīng)非晶化處理的ZrO2基粉末因硬度高、脆性大，難以直接采用冷噴涂技術(shù)制備TBCs涂層。據(jù)現(xiàn)有文獻報 道[18?21]，將ZrO2粉末與NiCoCrAlY粉末以9:1(質(zhì)量分?jǐn)?shù))混合，充分利用NiCoCrAlY的粘結(jié)作用，才能采用冷噴涂成功沉積出ZrO2/NiCoCrAlY復(fù)合涂層。

圖6 ZrO2/Y2O3/CeO2噴霧造粒團聚粉體(80 h球磨粉末)SEM形貌照片及激光粒度分析曲線

圖7 ZrO2/Y2O3/CeO2冷噴涂層截面SEM形貌圖

由圖8可見，冷噴涂TBCs頂層與NiCoCrAlY過渡層界面結(jié)合緊密。顯著區(qū)別于熱噴涂TBCs的典型定向凝固柱狀晶層片結(jié)構(gòu)，冷噴涂TBCs頂層為致密的顆粒狀結(jié)構(gòu)。本文研究工作表明，ZrO2基復(fù)合粉末的非晶化處理是冷噴涂沉積TBCs涂層的關(guān)鍵影響因素。后續(xù)工作中，論文作者將開展陶瓷粉體單粒子碰撞試驗，以進一步確定其冷噴涂沉積特性及微觀結(jié)合機制，為冷噴涂制備ZrO2基復(fù)合非晶涂層工作的深入開展奠定基礎(chǔ)。

圖8 冷噴涂YSZ頂層與NiCoCrAlY過渡層界面HRTEM形貌圖

3 結(jié)論

1) 采用溶膠?凝膠法、高能球磨及噴霧造粒工藝可制備部分非晶化ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合粉末。隨球磨時間延長，ZrO2基復(fù)合粉末逐漸細化，XRD衍射峰強度降低且出現(xiàn)寬化現(xiàn)象，非晶含量逐漸提高。80 h球磨粉末的粒度約0.27μm，結(jié)晶度約28.09%，玻璃化轉(zhuǎn)變溫度及晶化溫度分別為720 ℃及740 ℃，過冷液相區(qū)寬度達20 ℃。

2) 噴霧造粒ZrO2基復(fù)合粉末為類球形團聚粉體，平均粒度約為32 μm，流動性約26.5 s/25 g，松比約1.3 g/cm3。冷噴涂ZrO2/Y2O3/CeO2復(fù)合涂層為致密顆粒狀結(jié)構(gòu)，且TBCs頂層與NiCoCrAlY過渡層界面結(jié)合緊密。

[1] KARTHIKEYAN S, BALASUBRAMANIAN V, RAJENDRAN R. Developing empirical relationships to estimate porosity and Young’s modulus of plasma sprayed YSZ coatings[J]. Applied Surface Science, 2014, 296(6): 31?46.

[2] WALDBILLIG D, KESLER O. Effect of suspension plasma spraying process parameters on YSZ coating microstructure and permeability[J]. Surface and Coatings Technology, 2011, 205(23): 5483?5492.

[3] PHANI P S, VISHNUKANTHAN V, SUNDARARAJAN G. Effect of heat treatment on properties of cold sprayed nanocrystalline copper alumina coatings[J]. Acta Materialia, 2007, 55(14): 4741?4751.

[4] LI C J, YANG G J, GAO P H, et al. Characterization of nanostructured WC-Co deposited by cold spraying[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2007, 16(5/6): 1011?1020.

[5] LI C J, LI W Y, LIAO H L. Examination of the critical velocity for deposition of particles in cold spraying[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2006, 15(2): 212?222.

[6] SCHMIDT T, GARTNER F, ASSADI H, et al. Development of a generalized parameter window for cold spray deposition[J]. Acta Materialia, 2006, 54(3): 729?742.

[7] LEE H Y, YU Y H, LEE Y C, et al. Interfacial studies between cold-sprayed WO3, Y2O3films and Si substrate [J]. Applied Surface Science, 2004, 227(1/4): 244?249.

[8] NA H T, BAE G Y, SHIN S M, et al. Advanced deposition characteristics of kinetic sprayed bronze/diamond composite by tailoring feedstock properties[J]. Composites Science and Technology, 2009, 69(3): 2057?2064.

[9] LIST A, GARTNER F, MORI T, et al. Cold spraying of amorphous Cu50Zr50alloys[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2015, 24(1): 108?118.

[10] PITCHUKA S B, LAHIRI D, SUNDARARAJAN G, et al. Scratch-induced deformation behavior of cold-sprayed aluminum amorphous/nanocrystalline coatings at multiple load scales[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2014, 23(3): 502?513.

[11] LIST A, GARTNER F, SCHMIDT T, et al. Impact conditions for cold spraying of hard metallic glass[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2012, 21(3): 531?540.

[12] KANG N, CODDET P, LIAO H L, et al. The effect of heat treatment on microstructure and tensile properties of cold spray Zr base metal glass/Cu composite[J]. Surface and Coatings Technology, 2015, 280: 64?71.

[13] HENAO J, CONCUSTELL A, CANO I, et al. Novel Al-based metallic glass coatings by cold gas spray[J]. Materials & Design, 2016, 94: 253?261.

[14] CONCUSTELL A, HENAO J, DOSTA S, et al. On the formation of metallic glass coatings by means of cold gas spray technology [J]. Journal of Alloys & Compounds, 2015, 651: 764?772.

[15] HENAO J, CONCUSTELL A, CANO I, et al. Influence of cold gas spray process conditions on the microstructure of Fe-based amorphous coatings[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2015, 622: 995?999.

[16] MUCCILLO R, FRANCHI L, SANTOS J T, et al. Phase amorphization during high-energy ball milling of mixture of zirconia with yttria or ceria powders[J]. Materials Science Forum, 2005, 498/499: 331?336.

[17] 宮文彪. 等離子噴涂納米ZrO2-Y2O3/CeO2熱障涂層的組織和性能研究[D]. 長春: 吉林大學(xué), 2007: 1?106. GONG Wenbiao. Study on microstructures and properties of plasma sprayed ternary nanometer ZrO2-Y2O3/CeO2thermal barrier coatings[D]. Changchun: Jilin University, 2007: 1?106.

[18] 胡雪磊, 李相波, 王佳, 等. 氮氣冷噴涂NiCoCrAlY及NiCoCrAlY/ZrO2涂層的結(jié)構(gòu)與硬度特征[J]. 材料導(dǎo)報, 2010, 24(S1): 480?483. HU Xuelei, LI Xiangbo, WANG Jia, et al. The structure and hardness characteristic of the NiCoCrAlY and NiCoCrAlY/ZrO2coatings by cold spraying[J]. Materials Review, 2010, 24(S1): 480?483.

[19] 葛文祥. 冷噴涂NiCoCrAlY/ZrO2復(fù)合涂層的激光處理試驗研究[D]. 武漢: 武漢理工大學(xué), 2012: 1?68. GE Wenxiang. Experimental research on laser treating of NiCoCrAlY/ZrO2coating by cold spraying[D]. Wuhan: Wuhan University of Technology, 2012: 1?68.

[20] 胡雪磊. 冷噴涂金屬/陶瓷熱障涂層沉積特性和防護機理研究[D]. 青島: 中國海洋大學(xué), 2010: 1?65. HU Xuelei. Research on depositing characteristic and performance of the metal/ceramic thermal barrier coating by cold spraying[D]. Qingdao: Ocean University of China, 2010: 1?65.

[21] 王靜. 冷噴涂金屬/陶瓷涂層制備工藝及涂層性能研究[D]. 青島: 中國海洋大學(xué), 2008: 1?87. WANG Jing. Studies on the cold spray preparation process and the performance of the mental/ceramic coatings[D]. Qingdao: Ocean University of China, 2008: 1?87.

(編輯 高海燕)

Preparation and application of partial noncrystallization ZrO2-based powders for cold spraying by high energy ball milling

WANG Yueming1, 2, XIONG Xiang3, SHI Qilong4,XIA Yunzhao1, MIN Xiaobing5

(1. Key Laboratory of High Efficiency & Precision Machining of Difficult-to-cut Material of Hunan Province, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China; 2. Hunan Provincial Key Defense Laboratory of High Temperature Wear-resisting Materials and Preparation Technology, Hunan University of Science and Technology,Xiangtan 411201, China;3. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University,Changsha 410083, China;4. Manganese Division of Laboratory of Mineral Resources Technology and Application,Changsha Research Institute of Mining and Metallurgy, Changsha 410012, China;5. Research Institute of Advanced Coating Technology, Hunan Metallurgy Material Institute, Changsha 410014, China)

Partially non-crystallizedZrO2/Y2O3/CeO2composite powder was prepared by sol-gel method and high energy ball milling. ZrO2-based agglomerated powder was fabricated by spray drying, and the thermal barrier coatings (TBCs) were prepared by cold spraying using the powder. The microstructure, phase constitution and amorphous degree of ZrO2-based composite powder and coating were characterized by scanning electron microscope (SEM) and X-ray diffraction (XRD). Laser particle size analyzer and differential thermal analyzer (DTA) were used to characterize particle size distribution and glass-transition temperature of ZrO2-based ball milled powders. The results show that, ZrO2-based powder is gradually refined and amorphous content gradually increases with increasing ball milling time. The glass-transition temperature and crystallization temperature of 80 h ball milled powder (with supercooled liquid region of about 20 ℃) are 720 ℃ and 740 ℃, respectively. The average particle size and crystallinity are 0.27 μm and 28.09%, respectively. The average particle size, flowability and loose density of ZrO2-based agglomerated powder after spray drying are about 32 μm, 30.5 s/25 g and 1.3 g/cm3, respectively. The ZrO2/Y2O3/CeO2composite powder can be used for cold spraying. TBCs fabricated by cold spraying is shown as dense granular structure with tight bonding being found at interface of YSZ top coating and NiCoCrAlY bond coating.

high energy ball milling; partially non-crystallized; ZrO2-based composite powder; cold spray; thermal barrier coating

TB332

A

1673-0224(2017)05-622-08

湖南省自然科學(xué)湘潭聯(lián)合基金資助項目(2016JJ5029)；湖南省軍民融合產(chǎn)業(yè)發(fā)展專項資金資助項目(B116J1)；材料成形與模具技術(shù)國家重點實驗室(華中科技大學(xué))開放基金(P2016-20)；粉末冶金國家重點實驗室(中南大學(xué))開放基金(2014-SKL-13)；國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心(華南理工大學(xué))開放基金(2016003)；廣東省金屬強韌化技術(shù)與應(yīng)用重點實驗室(廣東省材料與加工研究所)開放基金(GKL201610)

2017?02?20；

2017?03?27

王躍明，講師，博士。電話：0731-58290847；E-mail: wym_@163.com