本研究では、エンジン作動タービンブレードの試運転中に発生する遮熱コーティング剥離現象を対象に、マクロ観察、走査型電子顕微鏡形態分析、エネルギースペクトル微量成分分析により、製品使用中のコーティング剥離の根本原因を解明し、全工程プロセスの調査結果と組み合わせて、後続部品の加工技術の改善提案を行った。
電子ビーム物理蒸着（EB-PVD）遮熱コーティングは、航空エンジンブレードに広く使用されており、航空エンジンブレードに不可欠なキーテクノロジーとなっています。EB-PVDテクノロジーは、高エネルギー密度の電子ビームを使用して、真空環境で水冷るつぼに蒸発させる材料を加熱し、溶融ガス化状態に到達させ、偏向磁場の作用で基板に蒸発させてコーティングに凝縮するテクノロジーです。EB-PVD遮熱コーティング構造には、二重層構造、傾斜構造、多層構造など、さまざまな種類がありますが、最も広く使用されているのは二重層遮熱コーティングです。二重層遮熱コーティングは、セラミックトップ層と金属結合層で構成されています。セラミック層は主に断熱の役割を果たし、金属結合層は主にマトリックスとセラミック層間の熱膨張の不一致を緩和し、マトリックスの高温酸化腐食に対する耐性を向上させる役割を果たします。実際の使用環境では、ボンド層とセラミック層の界面に酸化層が形成され、その主成分は-Al2O3であるため、O元素がコーティング内にさらに拡散するのを抑制します。 遮熱コーティングの適用が直面する主な課題は、コーティングの耐久性、特にコーティングの剥離耐性であり、セラミック層の応力状態、ボンド層の微細構造、TGO層の厚さと応力状態、ボンド層とTGO間のさまざまな界面の破壊抵抗など、多くの要因の影響を受けます。 現在、ボンド層の酸化が遮熱コーティングの寿命を決定する重要な要因であることが認識されています。
1. テストのプロセスと結果
1.1 コーティング剥離形態のマクロ観察
エンジンテストの9時間後、作動ブレードの表面のコーティングが剥離し、剥離面積が標準要件を超えていることがわかりました。そのマクロ形態を図1に示します。
1.2 使用前と使用後のコーティングの比較分析
葉のコーティング剥離の原因をさらに分析するために、同じバッチの新しい葉と使用済みの葉を比較し、各葉の葉身の先端と中央部分のコーティング成分と微細構造を、図2に示す葉の位置に従って比較分析しました。
1) ブレードのマクロ形態の比較。使用ブレードと新品ブレードを比較観察し、その形態を図3に示します。使用ブレードのコーティング剥離は、主にブレード先端付近のブレードの入口エッジと排気エッジに集中しています。
2) 化学成分分析。サンプルは刃先と刃体中央から採取し、熱間モザイク後に金属組織サンプルを作製した。図2に示す検出部位に従って、刃の各部位のコーティング成分をエネルギースペクトルで分析した。結果、剥離した葉の下層の主元素含有量は、同じバッチの未剥離葉のそれと基本的に同じであったが、表層の主元素含有量には明らかな違いは見られなかった。
3) コーティング形態分析。走査型電子顕微鏡で金属組織サンプルを観察し、その結果を図4に示した。図から、コーティングが剥がれたブレードの最下層は無傷で、最下層に表層組織が残っていることがわかる。コーティングは表層柱状結晶の根元から破断しており、表層と最下層の間には約1μmのTGO層がある。さらに、ブレードのさまざまな位置での完全なコーティング構造を分析し、ブレードの中間部で入口端から排気端までの微視的形態を観察した。ブレードの中間部の入口端では、表層の円筒状結晶が根元に沿って割れており、ブレードの先端でコーティングが剥がれ始め、ブレードの中央まで破断が広がっていることがわかる。一方、リーフの背面と排気端の表面層の柱状結晶構造は羽毛状の分布ではなく密集しており、柱状結晶間の間隔は明確ではなく、柱状結晶の根元は先端よりも緩い。
同じバッチの未装着ブレードの異なる位置に対して走査型電子顕微鏡検査を実施し、その結果を図 5 に示します。図 5 からわかるように、新しく作られたブレードのコーティング構造は、剥がされたブレードのコーティング構造と同じです。柱状結晶の上端は密に分布しており、表層構造は層を積み重ねて形成されています。表面層と底層の間には明らかな TGO 層があり、厚さは約 1μm です。ブレード上の結合層とセラミック層の間に TGO 層が存在することは、セラミック層の堆積中に炉内に一定量の O が存在し、それが TGO 層の形成を促進し、炉の真空度が標準要件を満たしていない可能性があるため、TGO 層は最初に底層と表面層の接合部に形成されることを示しています。同時に、柱状結晶に沿った表面セラミックの亀裂もブレードの先端に存在します。
ブレード遮熱コーティングのプロセスは、ブレード表面前処理→マルチアークイオンプレーティング堆積ベース→真空拡散→超音波洗浄→真空電子ビーム堆積表面層です。その処理中に、金属結合層とセラミック層の両方が真空下で堆積されるため、結合層とセラミック層の間に約1μmの厚さのTGO層が生成されてはなりません。既存の遮熱コーティングの準備プロセスには組織検出用のTGO層が含まれていないため、準備プロセスで生成されたTGO層が遮熱コーティングの性能と耐用年数に与える影響を詳細に実証する必要があるため、ここで詳しく説明する必要はありません。ただし、炉内の真空度が要件を満たしていない場合、セラミック表面の構造と特性が遮熱コーティングの耐用年数に影響を及ぼす可能性があり、これは本研究の実験によって検証されています。
1.3 微小硬度試験
2種類のブレードのセラミック表面の硬度をそれぞれテストし、結果を表1に示します。コーティングされた剥離ブレードのセラミック表面の硬度値と、同じバッチ内の未インストールブレードの硬度値に大きな違いがないことがわかります。これは、同じバッチ内のブレードの硬度値が使用前後で大きく変化しないことを示しています。
1.4 検証テスト
遮熱コーティングのセラミック層は、電子ビーム物理堆積プロセスで実行されます。ZrO2 は真空炉で加熱され、インゴットから蒸発してから、ブレードの表面にゆっくりと堆積します。真空炉内の電流、真空度、堆積時間などのパラメータを制御することで、セラミック層の成長の形状と厚さが確保されます。プロセスを検討した結果、真空炉のガンワイヤまたは機械ポンプオイルを交換した記録があり、これが真空炉の真空度に直接影響し、セラミックコーティングの柱状結晶の成長に影響を与えることがわかりました。真空度がセラミック層の円筒状結晶の形態と特性に影響を与えるかどうかを検証するために、表 2 のプロセスパラメータを使用して、さまざまなセラミック層の堆積テストを実行します。
葉のコーティングを電子顕微鏡で2つの条件下で観察した結果、同じ電圧、電流、堆積時間で、炉内の真空度が5×10−4 Torrのとき、セラミックの柱状結晶は羽毛状または小麦状になり、接着層とセラミック層の間にTGO層は見られませんでした（図6a）。真空度が5×10−3 Torrのとき、セラミックコーティングの柱状結晶は粗く、羽毛状またはスパイク状の形状は見られませんでした。柱状結晶の根元の微細構造は、端に比べて比較的緩く、微細構造は未設置の葉のものと似ており、接着層とセラミック層の間にTGO層がありました（図6b）。同時に、2つの真空度下でのセラミックコーティングの硬度をテストしたところ、5×10−4 Torrの真空度下ではセラミック層の硬度が高く、5×10−3 Torrの真空度下で堆積したセラミック層の硬度は低いことが示されました（表3）。
2. 結論
1) 不良ブレードのセラミック層は表層の根元から破断しており、柱状結晶の根元の構造は緩んでおり、柱状結晶の中央部と上部は密集して層状に分布しています。硬度値は正常なセラミック層よりも低く、構造は正常なセラミックコーティングされた柱状結晶とは大きく異なります。
2) 真空度はセラミックコーティングの成長形態に直接影響を及ぼします。真空度が標準要件を満たす場合、柱状結晶は羽毛や耳のように成長します。真空度が標準要件より低い場合、柱状結晶の根元は緩み、柱状結晶の中央部と上部は密になり、接着層とセラミック層の間に明らかな TGO 層が存在します。
3) 欠陥ブレードのセラミック層が使用要件を満たさないのは、物理的な堆積装置の異常な状態が原因であり、堆積したセラミック層の構成が標準要件を満たさない結果となります。
