热喷涂件以及热喷涂件的热喷涂方法
阅读：35发布：2020-05-13
专利汇可以提供热喷涂件以及热喷涂件的热喷涂方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 目的是延长 热 喷涂 在耐熔融金属件上的 热喷涂 涂层的使用寿命并防止熔融金属粘附。在耐熔融金属件中，与包括Zn和/或Al的熔融金属 接触 的接触部 覆盖 有热喷涂涂层。热喷涂涂层通过使用平均粒径为粒径中值在10μm以下的粒径的热喷涂 氧 化物类陶瓷颗粒形成。该热喷涂颗粒以1000m/sec以上的高颗粒飞行速度进行热喷涂，同时该飞行热喷涂颗粒仅表面处于半融化状态，而该颗粒的内部处于固态。因此提高了耐熔融金属 腐蚀 性、绝缘性能、耐酸清洗以及防止熔融金属粘附的能 力 。，下面是热喷涂件以及热喷涂件的热喷涂方法专利的具体信息内容。
1.一种耐热冲击性能高的热喷涂件，具有通过热喷涂平均粒径为粒径中值在10μm以下的氧化物类陶瓷热喷涂颗粒而形成的热喷涂涂层，其中所述热喷涂涂层的所述热喷涂颗粒包括热融化后固化的表层部，和在热喷涂时没有热融化的内层部。
2.根据权利要求1所述的热喷涂件，其中所述氧化物类陶瓷的热喷涂涂层的厚度为
50μm以下。
3.根据权利要求1所述的热喷涂件，还包括热喷涂底涂层作为所述氧化物类陶瓷的热喷涂涂层的底层，所述热喷涂底涂层为金属陶瓷类或金属类热喷涂涂层，所述热喷涂底涂层的厚度为200μm以下。
4.根据权利要求1-3任一项所述的热喷涂件，其中所述氧化物类陶瓷为灰刚玉。
5.根据权利要求1-4任一项所述的热喷涂件为，其与含有锌和/或铝的熔融金属或者与473K以上的高温玻璃接触的接触部被所述热喷涂涂层涂覆而形成的耐熔融金属构件。
6.根据权利要求1所述的热喷涂件，其中所述热喷涂颗粒为灰刚玉或白刚玉，所述表层部的晶体结构为通过热融化从α相变化形成的γ相，所述内层部的晶体结构为α相。
热喷涂件以及热喷涂件的热喷涂方法
技术领域
背景技术
[0002] 作为在钢板表面形成涂层的方法，将钢板浸入包含锌、铝或锌铝合金等的熔融金属的熔池中的方法已众所周知。在该熔池中设置有用于输送钢板的输送辊，而该输送辊有可能被熔融金属渗入和腐浸蚀。一种公知的防止渗透和腐浸蚀的措施是在该输送辊表面涂覆保护涂层。
[0003] 高速气体喷涂方法是一种已知的用于形成这种保护涂层的方法。专利文献1和2公开的方法中使用高速气体喷涂方法热喷涂WC-Co类或WC-B-Co类金属陶瓷材料。专利文献3公开的方法中对通过在涂层上等离子喷涂氧化铬等的陶瓷形成的热喷涂层进行封孔。专利文献4公开的方法中，在热喷涂层的表面和其中的气孔内生成碳化铬以密封气孔。专利文献5公开的方法中使用等离子枪或气体喷涂枪在基体表面热喷涂由SiO2-Cr2O3-Al2O3组成的复合陶瓷以用铬氧化物封孔。专利文献6公开的方法中，为了防止熔融锌内由局部电池引起的腐蚀，该局部电池由陶瓷热喷涂涂层中的碳化钨和其内作为结合剂的Co组成，控制粘合剂的成分使得腐蚀电位（immersion potential）差在80mv以下。
[0004] 引用列表
[0005] 专利文献
[0006] 专利文献1：日本专利昭48-11237号公报
[0008] 专利文献3：日本专利平05-209259号公报
[0009] 专利文献4：日本专利平08-109458号公报
[0010] 专利文献5：日本专利2002-4016号公报
[0011] 专利文献6：日本专利2009-19271号公报
发明内容
[0012] 但是，专利文献3至5中描述的热喷涂方法和封孔处理中，陶瓷颗粒之间的结合强度弱，并且热喷涂陶瓷层的孔隙率高，这使得它们的结构脆弱。另外，由于孔隙率高，热喷涂陶瓷层的绝缘性能弱，因此不能防止腐蚀电位。
[0013] 专利文献6中所描述的方法也不能将腐蚀电位降低至零，所以不能防止溶解损耗。
[0014] 因此本发明的目的是提供一种具有氧化物类陶瓷热喷涂涂层的热喷涂部件，该氧化物类陶瓷的热喷涂涂层，喷涂颗粒结合力高，致密，抗变质并具有高绝缘性能。
[0015] 为实现上述目的，根据本发明的耐热冲击性能高的热喷涂件，具有通过热喷涂平均粒径为粒径中值在10μm以下的氧化物类陶瓷热喷涂颗粒而形成的热喷涂涂层，粒径其中所述热喷涂涂层的所述热喷涂颗粒包括热融化后固化的表层部，和在热喷涂时没有热融化的内层部。
[0018] 图2为专利文献3中涂层的光学显微镜照片，该涂层通过在高速气体喷涂的WC-B-Co类金属陶瓷涂层上热喷涂氧化物类陶瓷（氧化铬）并随后对所得涂层进行封孔形成；
[0019] 图3为在873K下在含55重量%的铝和45重量%的锌的熔融金属中浸渍16天的试件涂层的剖面的光学显微镜照片，该试件涂层是，在使用高速气体喷涂设备热喷涂的金属陶瓷涂层上，根据本发明，用高速气体热喷涂机使用6μm的微粉灰刚玉热喷涂颗粒喷涂50μm涂层而形成的无封孔涂层。
[0020] 图4为高速气体喷涂设备的剖视图；
[0021] 图5为日本专利公开第2009-179846号公报中的高速气体喷涂设备的剖视图；
[0022] 图6为冲击磨耗试验机的原理图。
具体实施方式
[0023] 本发明的热喷涂件包括需要氧化物类陶瓷热喷涂涂层件的各种部件，该氧化物类陶瓷热喷涂涂层，热喷涂颗粒间的结合强度高、致密且抗变质，并具有高绝缘性能。上述部件包括与熔融金属接触的部件，输送温度在473K以上的高温玻璃的输送辊，以及配置在钢板热处理炉中的炉底辊。
[0024] 与熔融金属接触的部件包括：配置在贮存用于钢板镀层加工用的熔融金属的贮存箱内，用于输送钢板的输送辊，配置在该贮存箱外用于输送其上附着有熔融金属的钢板的输送辊，熔融金属灌注其内的铸模，在铸模中使用的长柄勺，以及用于供给熔融金属的给料泵。
[0025] 以下，以与熔融金属接触的部件作为例子，对实施方式进行详细说明。
[0026] 如专利文献4和6所述，对于熔融镀锌中所使用的输送辊等，热喷涂在耐熔融金属部件上的热喷涂涂层，要求具有如下性质：（1）难以被熔融锌浸蚀；（2）与带钢（钢板）接触不易磨耗；（3）易与附着的熔融锌易剥离，易于日常维护；（4）作为镀层用部件其寿命长、成本低；（5）可承受浸渍于高温熔融锌时的热冲击；（6）在熔融锌中金属陶瓷热喷涂涂层的成分内腐蚀电位低。
[0027] 然而，专利文献1和2中利用高速气体喷涂方法热喷涂WC-Co类或WC-B-Co类金属陶瓷材料制备的热喷涂涂层，Co结合剂被熔融锌或铝浸蚀，并且熔融金属通过贯穿孔和气孔渗透并腐蚀热喷涂涂层，并产生腐蚀电位，热喷涂涂层因此剥落、损耗。渗入热喷涂涂层的熔融金属嵌入热喷涂涂层内，不容易剥离，导致钢板镀层加工质量降低。
[0028] 专利文献3～5中所描述的，通过对金属陶瓷热喷涂涂层热喷涂氧化物类陶瓷而制造的涂层，容易因热冲击产生龟裂并剥落，且涂布强度低、耐磨耗性差，通过封孔处理法使热喷涂陶瓷颗粒彼此结合。然而，由于这种结合结构脆弱，在作用了外部机械力或热应力时容易产生龟裂并剥落，并且其绝缘性差。陶瓷热喷涂涂层是具有总量为大约15%至25%的气孔、贯穿气孔的浮石状组织，因此，熔融金属容易渗透到喷涂的陶瓷涂层的气孔、贯穿气孔中，熔融金属及其氧化物（浮渣）嵌入热喷涂涂层内，并且不易剥离，使钢板镀层质量下降。
[0029] 近年来，在降低成本、提高生产效率等的背景下，需要进一步提高输送辊的使用寿命。另外，因为镀层钢板质量要求变得更严格，为了对由熔融金属及其氧化物引起的镀层质量缺陷采取措施，需要使附着在该输送辊上的熔融金属及其氧化物（浮渣）易于剥离。
[0031] 本发明人分析了现有的热喷涂涂层，并分析该热喷涂涂层剥落和磨耗的原因。图1为现有高速气体喷涂的WC-B-Co类金属陶瓷涂层的剖面在光学显微镜下的照片，该WC-B-Co类金属陶瓷涂层在873K的含55重量%的铝和45重量%的锌的熔融金属中浸渍
16天。锌和铝熔融金属成分渗透热喷涂涂层，热喷涂涂层产生龟裂并接近剥落。用作热喷涂涂层结合剂的Co被熔融金属腐蚀渗透，并且熔融金属通过贯穿气孔、气孔渗透腐蚀。
16天。锌和铝熔融金属成分渗透热喷涂涂层，热喷涂涂层产生龟裂并接近剥落。用作热喷涂涂层结合剂的Co被熔融金属腐蚀渗透，并且熔融金属通过贯穿气孔、气孔渗透腐蚀。
[0032] 图2为专利文献3中的涂层剖面的光学显微镜照片，该涂层通过在WC-B-Co类金属陶瓷高速气体喷涂涂层上热喷涂氧化物类陶瓷（氧化铬）形成。通常，陶瓷熔点高，因此使用等离子枪热进行热喷涂。由于等离子枪的等离子的温度大约为30000K，因此热喷涂颗粒完全融化成为熔滴并冲击基体。然而，由于热喷涂颗粒的速度为大约250m/sec的低速，因此热喷涂涂层存在15%至25%的孔。然而，热喷涂颗粒之间的结合强度低并且热喷涂颗粒通过封孔材料结合。然而，不是所有的孔可被填充。尽管氧化物陶瓷自身不能与熔融金属反应，但是熔融金属嵌入孔内，妨碍熔融金属的剥离。在外部热应力或因与钢板接触引起的机械力的作用下，该封孔材料产生龟裂并剥离，并且该熔融金属进一步嵌入其中，使得熔融金属更难剥离。
[0033] 等离子喷涂的氧化物类陶瓷颗粒从熔滴状态急速冷却，因此，存在大量的微龟裂，减弱机械强度并导致绝缘性能降低。
[0034] 本发明人发现，如果可获得高颗粒结合强度、致密、抗变质并且绝缘性好的氧化物类陶瓷热喷涂涂层，则可得到锌剥离性好、可防止产生腐蚀电位，可防止酸渗透可承受用酸反复清洗的耐损耗性好，并耐熔融金属腐蚀的长寿命耐熔融金属件。
[0035] 当热喷涂涂层与熔融金属接触时，耐熔融金属件所使用的热喷涂涂层承受强的热冲击。热喷涂陶瓷颗粒的韧性低于金属和金属陶瓷热喷涂材料的韧性。因此，使用现有方法，热喷涂陶瓷材料内孔的总量增加形成浮石状微结构，从而使热应力通过该微结构的热形变释放。由于来自等离子枪的等离子的温度大约30000K，热喷涂颗粒完全融化并作为熔滴冲击基体。然而，由于热喷涂颗粒的速率为大约250m/sec的低速，热喷涂涂层不可避免地包含总量为15%至25%的气孔。当陶瓷融化并被热喷涂时，其发生相变并且改性，与作为整体的原来的陶瓷相似但不同。
[0036] 本发明人发现包括通过热喷涂氧化物类陶瓷颗粒形成热喷涂涂层的热喷涂部件耐热冲击性能强，该氧化物类陶瓷颗粒具有粒径中值为10μm以下的平均粒径。更具体地，热喷涂部件与熔融金属接触，热喷涂涂层内的热喷涂颗粒包括在热融化后固化的表层部和在热喷涂时没有热融化的内层部。
[0037] 图4为高速气体喷涂设备的剖视图。热喷涂涂层由图4所示的高速气体喷涂设备热喷涂。供给至燃烧室2内的作为燃料的煤油，借助高压氧气燃烧，燃烧室内的压强高达约0.7MPa。燃烧气体通过配置在燃烧室出口的拉伐尔喷嘴3转化为温度大约为3270K速度大约为3000m/sec的高温超音速气体。从热喷涂颗粒喷嘴4喷射的热喷涂颗粒供给至该高温超音速气体。供给的热喷涂颗粒被加热、加速后喷涂至待喷涂的部件上。
[0038] 详细说明图4所示高速气体喷涂设备的结构。高速气体喷涂设备包括三个主部件，即，配置在后端的燃烧室尾塞1，在其喷涂方向前方的燃烧室2，以及与燃烧室2连接的热喷涂喷嘴5。
[0039] 燃烧室尾塞1配置有，用于在喷涂方向上以高速供给煤油等燃料的燃料供给口7和用于在喷涂方向上以高速供给氧气的氧气供给口8。
[0040] 安装有燃烧室尾塞1的燃烧室2成形为圆柱形，拉伐尔喷嘴3形成在燃烧室2和热喷涂喷嘴5之间连接部上，该拉伐尔喷嘴3具有直径先逐渐减小并接着逐渐增大的形状。
[0041] 热喷涂喷嘴5通过拉伐尔喷嘴3与燃烧室2连接，其为内径大约为11mm，长度大约为10cm至20cm的铜管，并且由来自外部的水冷却。用于供给热喷涂材料的热喷涂材料供给部4配置在热喷涂喷嘴5内且位于靠近拉伐尔喷嘴3一侧。热喷涂材料使用，在Ni类，Ni-Cr类或Co类合金中，添加适用于耐磨性等所需要的特性的材料而得到的材料。
[0042] 当实施热喷涂时，首先从配置在燃烧室尾塞1内的煤油供给口7和氧气供给口8供给的燃料和氧气，使其在燃烧室2内燃烧。在燃烧期间，燃烧室2内的燃烧气体具有大约0.7MPa的压强和大约3000℃的燃烧温度。燃烧气体供给至拉伐尔喷嘴3，当气体穿过拉伐尔喷嘴3时被加速至超音速，然后供给至热喷涂喷嘴5。热喷涂材料在拉伐尔喷嘴3和热喷涂喷嘴5之间的连接部从热喷涂材料供给部4喷入加速的燃烧气体内。热喷涂材料被燃烧气体加速并加热。当燃烧气体和热喷涂材料流通过热喷涂喷嘴5整流，收束性提高，而从热喷涂喷嘴5的前端喷射出去。由此，以极高速喷射热喷涂材料，被热喷涂至待喷涂部件上。
[0043] 具有粒径中值为40μm的平均粒径的白刚玉（ホワイトアルミナ）是图4所示高速气体喷涂设备中常用的氧化物类陶瓷。将白刚玉喷入喷涂设备来实施热喷涂测试，但是没有形成薄膜。
[0044] 由Sulzer Metco制造的精准喷射的热喷涂测试设备用于实施测试。发现飞行的热喷涂颗粒的表面温度为2053K，热喷涂颗粒的速度为815m/sec。然而，白刚玉的熔点是2302K，因此没有形成薄膜，因为温度和速度不够。
[0045] 假定热喷涂颗粒是完整的球体，那么它们的表面积与直径的平方成正比，体积与直径的立方成正比。因此，比表面积与直径成反比而变大。例如，当热喷涂颗粒的直径从40μm减小至4μm时，比表面积增加为10倍，重量变为1/1000。喷入燃烧气体内的热喷涂颗粒经其表面被加热，并借助燃烧气体流喷射。因此，当使用更细的热喷涂颗粒时，有望使热喷涂颗粒的温度和速度增加。
[0046] 喷涂具有粒径中值为4μm的平均粒径的白刚玉颗粒，并使用由Sulzer Metco制造的精准喷射的热喷涂测试设备实施测试。发现飞行的热喷涂颗粒的表面温度为2700K，热喷涂颗粒的速度为2750m/sec。表面温度高于白刚玉熔点2302K。在实际的热喷涂中，在一个流程形成6μm的薄膜。对该涂层进行X射线衍射，发现α相没有变化，由融合产生的γ相仅在很有限的区域内存在，α相是体状白刚玉的相。因此，涂层的物理性能与体状白刚玉的物理性能非常接近。
[0047] 喷涂具有粒径中值为10μm的平均粒径的白刚玉颗粒，并使用由Sulzer Metco制造的精准喷射的热喷涂测试设备实施测试。发现飞行的热喷涂颗粒的表面温度为2400K，热喷涂颗粒的速度为1000m/sec。该表面温度高于白刚玉熔点2302K。在实际的热喷涂中，在一个流程形成1μm薄膜。
[0048] 发现可通过使用高速气体喷涂枪形成氧化物类陶瓷薄膜，这曾被认为是不可能的。更具体地，这可通过使用热喷涂具有粒径中值为10μm或更小的平均粒径的氧化物类陶瓷颗粒实现。另外，热喷涂颗粒以1000m/sec以上的高颗粒飞行速度喷涂，以便飞行的热喷涂颗粒仅表面半融化，而颗粒的内部是固态。
[0049] 使用现有的高速气体喷涂设备，可实施短时间的热喷涂。然而，会使热喷涂喷嘴5的内表面磨耗，并使熔融热喷涂颗粒附着在热喷涂喷嘴5内表面后剥落，而发生称为未熔融颗粒（spitting）的喷涂缺陷。
[0050] 图5是本发明人的日本专利2009-179846号公报公开的高速气体喷涂设备的示例。配置在高速气体喷涂设备1前端的内管2的内径与高速气体喷涂设备喷嘴的内径相同。从气体喷射口4喷射的空气、氮气等通过内管2和外管3之间的圆柱形间隙喷射，并形成圆柱形气体通道来防止热喷涂颗粒氧化。当喷涂氧化物类陶瓷颗粒时，可不使用气体通道。使微粉状的热喷涂颗粒在前端利用热喷涂粉喷射口5喷入高温、高速的燃烧气体6的内部、中心，而成为高温、高速颗粒。
[0051] 使用图5中的高速气体喷涂设备热喷涂氧化物类陶瓷时，喷嘴没有磨耗，没有发生未熔融颗粒，并且可稳定地进行热喷涂。
[0052] 对于喷入高速气体喷涂装置内的热喷涂氧化物类陶瓷颗粒，使其加热、加速至与燃烧气体温度接近的表面温度、速度，该氧化物类陶瓷颗粒为微粉状，具有粒径中值为10μm以下的平均粒径。然而，氧化物类陶瓷的导热系数低，并且喷涂装置和待喷涂部件之间的距离短（在本测试实例中为200mm）。因此加热时间短，飞行的热喷涂氧化物类陶瓷颗粒以1000m/sec以上的超音速速度冲击待喷涂部件，结果仅颗粒的表面处于半融化状态，而内部处于固态。因此，与使用现有等离子枪形成的热喷涂氧化物类陶瓷涂层相比，获得了致密、高热喷涂颗粒结合强度、强抗变质性并具有绝缘性能的热喷涂涂层。由于在热喷涂涂层内存在高压缩的残余应力，因而获得了高的颗粒间结合强度，和对由机械力和热冲击引起的龟裂和剥落的耐性。更具体地说，冲击待喷涂部件的热喷涂颗粒具有热融化后固化的表层部和没有热融化的内层部，并且在热喷涂颗粒输送至高速气体喷涂设备之前处于同一种状态。相邻热喷涂颗粒的表层部分稳固结合，没有空隙，并因此获得具有上述性能的热喷涂涂层。在现有技术中需要进行封孔处理。例如，对于锌熔池内所用的辊筒，热喷涂需时一天，封孔处理和热处理需时四天。在本发明中，不必须进行封孔处理。这有效降低了成本和工时。
[0053] 图3为在873K下在含55重量%的铝和45重量%的锌的熔融金属中，浸渍16天后的试件的剖面的光学显微镜照片该试件具有在使用高速气体喷涂设备热喷涂的Mo-Co类、Cr-B类金属陶瓷涂层上；使用6μm的微粉灰刚玉颗粒利用高速气体喷涂装置喷涂50μm形成的未封孔涂层。发现热喷涂的微粉灰刚玉涂层致密、未附着有熔融金属。表面的微粉灰刚玉层保护其下方的热喷涂金属陶瓷涂层，金属陶瓷热喷涂涂层完整。试件在硫酸中浸渍12小时来实施耐酸性测试。在表层的微粉灰刚玉涂层和其下方的金属陶瓷热喷涂涂层完整，作为耐熔融金属部件性能优异。其结果可知，即使是承受热冲击的耐熔融金属用氧化物类陶瓷热喷涂涂层，只要使该涂层形成为没有浮石状结构且致密，高颗粒间结合力而抗变质，且绝缘性好的氧化物类陶瓷热喷涂涂层，即可实用。
[0054] 根据上述发现，详细说明本发明的实施方式。
[0055] （实施方式1）
[0056] （1）耐热冲击性能高的热喷涂部件，具有通过热喷涂平均粒径为粒径中值在10μm以下的氧化物类陶瓷热喷涂颗粒而形成的热喷涂涂层，其中所述热喷涂涂层的所述热喷涂颗粒包括热融化后固化的表层部，和在热喷涂时没有热融化的内层部。
[0057] 氧化物类陶瓷，由于其是氧化物，因此性质稳定，并具有耐磨耗性、高温下的耐腐蚀性、对于酸的耐腐蚀性、绝热性和电绝缘性等优异的特性，可长期用于，与不在还原气氛下使用的含Zn和/Al的熔融金属接触的作为耐熔融金属部件。在本发明中，不限于含Zn和/或Al的熔融金属，也可用于温度为473K以上的高温玻璃。
[0058] （实施方式2）
[0059] (2)在（1）的结构中，氧化物类陶瓷涂层的厚度优选为50μm以下。
[0060] 以往，热喷涂颗粒中，平均粒径的粒径中值约为40μm左右的大小粒径，因此，为防止产生到达基体的贯穿气孔，膜厚必须是颗粒最小直径的五倍，即200μm。然而，本发明的涂层，平均粒径为粒径中值在10μm以下的的致密且绝缘性高，即使当喷涂厚度为50μm以下也可发挥其性能，并可大大降低成本。
[0061] （实施方式3）
[0062] （3）优选在（1）或（2）的结构中还包括热喷涂底涂层作为所述氧化物类陶瓷的热喷涂涂层的底层，所述热喷涂底涂层为金属陶瓷类或金属类热喷涂涂层，所述热喷涂底涂层的厚度为200μm以下。
[0063] 表1示出各种材料的热膨胀系数。通常，在熔融锌熔池中，当热膨胀系数的差小于大约60%时，不会因膨胀系数差引起龟裂。然而，当热膨胀系数的差超过60%时，容易产生龟裂。通常，上层中使用的氧化物类陶瓷热膨胀系数小，用作基体的不锈钢热膨胀系数大。因此，通过，使热喷涂在基体和上层之间的底涂层的热膨胀系数为介于基体和上层的热膨胀系数之间的中间值，可防止因热膨胀系数的差导致的龟裂。
[0064] 在热喷涂灰刚玉时，若基材为奥氏体不锈钢的SUS316L，则对于底涂层，优选使用基于STELITE#6的金属类材料，和WC-B-Co类金属陶瓷材料进行热喷涂。
[0065] 在（1）中的结构中，灰刚玉或白刚玉可用作热喷涂颗粒。在这种情形下，热喷涂涂层内的热喷涂颗粒表层部分的晶体结构通过热融化从α相变为γ相，内层部分的晶体结构为α相没有变化。
[0066] 表1
[0067]
[0068] 如表3所示，列出多种氧化物类陶瓷。在这些氧化物类陶瓷中，将天然铝土在电弧炉内熔融还原而制备灰刚玉，因此价格便宜。另外，灰刚玉熔点低，易于热喷涂，耐热冲击、耐磨、耐熔融金属、耐酸和熔融金属剥离性良好。如图3光学显微镜照片所示，将灰刚玉在873K下在含55重量%的铝和45重量%的锌的熔融金属中浸渍16天，灰刚玉没有受损。
[0069] 使用图6的冲击磨损实验装置，比较利用等离子枪热喷涂现有的平均粒径为粒径中值25μm粒度的灰刚玉制作的试件1，和本申请中利用图5的高速气体热喷涂装置热喷涂平均粒径为粒径中值6μm粒度的灰刚玉制作的试件2，热喷涂涂层中的颗粒间结合力。以60°的角度65mm的距离喷射1kg的#70氧化铝材料，从而测定比较喷涂涂层的损失重量。
通过使用冲击材料以60°的角度冲击热喷涂涂层，热喷涂涂层内的热喷涂颗粒彼此分离发生损耗。通过比较损失重量，可比较颗粒间结合力。如表2所示可知，本发明的试件2，颗粒间结合力比基于现有技术热喷涂涂层的试件1高，是其5.6倍。推测其原因是，在试件1中存在21%的气孔，颗粒不是物理结合，并且在约3万K的等离子作用下喷涂颗粒完全溶解，因此不会产生改性，涂层脆弱。
通过使用冲击材料以60°的角度冲击热喷涂涂层，热喷涂涂层内的热喷涂颗粒彼此分离发生损耗。通过比较损失重量，可比较颗粒间结合力。如表2所示可知，本发明的试件2，颗粒间结合力比基于现有技术热喷涂涂层的试件1高，是其5.6倍。推测其原因是，在试件1中存在21%的气孔，颗粒不是物理结合，并且在约3万K的等离子作用下喷涂颗粒完全溶解，因此不会产生改性，涂层脆弱。
[0070] 表2
[0071]
[0072] 表3
[0073]
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