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前沿科技 | 航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片熱障涂層的現(xiàn)狀與發(fā)展

2024-10-14 16:41:23 作者：高玲玲,李瑞勤來源：《腐蝕與防護(hù)之友》分享至：

航空工業(yè)的發(fā)展對(duì)飛行器服役性能提出了更高的要求，期望航空發(fā)動(dòng)機(jī)具有更好的動(dòng)力性、安全性及經(jīng)濟(jì)性。作為目前航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片的首選材料，鎳基單晶高溫合金的最高工作溫度約為1 000 ℃，不能滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)使用要求，需迫切提高其耐溫性。

熱障涂層（thermal barrier coatings, TBCs）是涂覆在渦輪葉片上的一種防護(hù)陶瓷材料，該材料具有低熱導(dǎo)率、高熔點(diǎn)、高溫相結(jié)構(gòu)和穩(wěn)定化學(xué)性等特點(diǎn)，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)制造的核心技術(shù)[1]。該技術(shù)最早由美國(guó)NASA-Lewis研究中心在20世紀(jì)50年代提出，經(jīng)過30余年的研究后取得較大突破，CaO-ZrO2熱障涂層首次應(yīng)用于X-15飛行器，成功使飛行速度提高到6.72馬赫及108 km升限[2]。在此基礎(chǔ)上，研究人員對(duì)穩(wěn)定劑進(jìn)行了進(jìn)一步探索，Y2O3綜合性能優(yōu)異，由其穩(wěn)定后的ZrO2涂層在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中得到了大量應(yīng)用，成為了現(xiàn)代熱障涂層技術(shù)開端的標(biāo)志。Y2O3-ZrO2（YSZ）除了具有熔點(diǎn)高、熱導(dǎo)率低、性能穩(wěn)定共同特點(diǎn)外，而且孔隙率高、強(qiáng)度高、韌性好，因而被譽(yù)為“陶瓷鋼”。w（Y2O3）為6%~8%部分穩(wěn)定ZrO2(6-8YSZ)涂層是目前最廣泛的熱障涂層材料[3]。

雖然YSZ具有很多優(yōu)勢(shì)，但YSZ在高溫（1 200 ℃以上）時(shí)易發(fā)生相變引發(fā)體積膨脹導(dǎo)致裂紋，同時(shí)因高溫?zé)Y(jié)降低孔隙率，從而引起應(yīng)變?nèi)菹藿档?、隔熱效果變差、涂層失效加速。因此研究人員開展了 YSZ摻雜改性研究，并探討了燒綠石結(jié)構(gòu)A2B2O7型化合物、鈣鈦礦結(jié)構(gòu)及高熵陶瓷材料。此外通過選擇合適的制備方式及后處理技術(shù)，也可進(jìn)一步提高熱障涂層的可靠性與耐久性。且隨著光譜測(cè)量技術(shù)、圖像處理技術(shù)及有限元模擬等先進(jìn)技術(shù)的發(fā)展，基于多種熱力學(xué)實(shí)驗(yàn)結(jié)論和斷裂力學(xué)、損傷力學(xué)等理論，TBCs的失效機(jī)制逐漸揭開了神秘面紗，通過模擬技術(shù)和實(shí)驗(yàn)手段的有效結(jié)合，對(duì)界面間的相互作用實(shí)現(xiàn)了定量表征，為熱障涂層的失效分析及壽命預(yù)測(cè)指明了方向[4,5]。

本文主要從熱障涂層結(jié)構(gòu)、材料分類、制備及后處理技術(shù)、失效機(jī)制四個(gè)方面對(duì)目前研究現(xiàn)狀進(jìn)行了綜述，并展望了熱障涂層未來的研究趨勢(shì)，以期為熱障涂層的研究提供參考。

1 熱障涂層結(jié)構(gòu)

目前，TBCs常用的結(jié)構(gòu)主要包括雙層、多層及梯度結(jié)構(gòu)，具體見表1。

表1 TBCs常用結(jié)構(gòu)及優(yōu)缺點(diǎn)對(duì)比[6]

Table1 Common structure of TBCs and comparison of advantages and disadvantages[6]

2 熱障涂層材料

熱障涂層材料主要集中在陶瓷層材料和粘接層材料兩方面。

2.1 熱障涂層-陶瓷層材料

熱障涂層-陶瓷層材料的研究主要從 YSZ摻雜改性、A2B2O7型化合物、鈣鈦礦結(jié)構(gòu)及高熵陶瓷材料四個(gè)方面展開。

（1）YSZ摻雜改性

根據(jù)摻雜元素種類分為單元素和多元素?fù)诫s，見表2。單元素?fù)诫s主要主要以稀土元素R（R 為 La→Lu，Sc，Gd）摻雜改性為主，當(dāng)Sc3+到Y(jié)3+離子半徑的逐漸增大時(shí)，穩(wěn)定性提高；而當(dāng)Y3+到La3+離子半徑的繼續(xù)增大時(shí)，穩(wěn)定性降低。此外也有非稀土元素如Al、Hf、Ta等元素作為摻雜穩(wěn)定劑改性。

多元素共摻雜會(huì)使陶瓷材料性能更加優(yōu)越，如相穩(wěn)定性和抗燒結(jié)性提高、熱導(dǎo)率降低，因此多元素共摻雜是YSZ改性研究的重點(diǎn)。不過摻雜元素離子的半徑大小、價(jià)位高低及含量多少等均會(huì)對(duì)其產(chǎn)生影響，且受材料本身的限制，摻雜對(duì)提升其綜合性能已接近極限。

表2 不同元素YSZ摻雜改性特點(diǎn)對(duì)比

Table2 Comparison of YSZ doping modification characteristics of different elements

（2）A2B2O7型化合物

A2B2O7（A = La / Nd / Sm/ Gd / Dy / Er/ Yb 等稀土元素，B =Ce、Zr 等)型氧化物耐熱性強(qiáng)、高溫相穩(wěn)定性好，且 A、B、O 種類多，為熱障涂層提供了多種選擇。表3為不同A2B2O7結(jié)構(gòu)的熱導(dǎo)率和熱膨脹系數(shù)，與YSZ對(duì)比，因熱導(dǎo)率明顯下降而成為研究熱點(diǎn)，但熱膨脹系數(shù)變化不大且匹配性能較差限制了其應(yīng)用。

表3 稀土鋯酸鹽的熱導(dǎo)率和熱膨脹系數(shù)[16]

Table3 Thermal conductivity and thermal expansion coefficient of rare earth zirconate[16]

A2B2O7結(jié)構(gòu)示意圖如圖1，根據(jù)A、B離子半徑之比和分為螢石和燒綠石結(jié)構(gòu)[17,18]，均是面心立方，螢石結(jié)構(gòu)中B4+、A3+隨機(jī)分布在格點(diǎn)位置，與8個(gè)O2-配位，其中O2-位于（1/8，1/8，1/8）格點(diǎn)，易產(chǎn)生空位缺陷，可通過單元素、多元素?fù)诫s產(chǎn)生晶格缺陷，聲子散射加強(qiáng)，平均自由程降低、晶格振動(dòng)減弱從而降低熱導(dǎo)率。

圖1 A2B2O7的結(jié)構(gòu)示意圖 (a)燒綠石結(jié)構(gòu)和(b)螢石結(jié)構(gòu)

Fig.1 Structure diagram of A2B2O7

KHAN等[19]對(duì)La2Zr2O7進(jìn)行Gd摻雜，圖2為L(zhǎng)a2Zr2O7體系熱導(dǎo)率曲線。可以看出，隨Gd濃度的增大，熱導(dǎo)率下降。與此同時(shí)摻雜導(dǎo)致原子振動(dòng)不調(diào)和及鍵長(zhǎng)的改變導(dǎo)致晶體的結(jié)合能變小，熱膨脹系數(shù)變大，KEYVANI等[20]在1 000 ℃測(cè)得的熱膨脹系數(shù)，如圖3所示。得(La0.8Gd0.2)2Zr2O7高溫時(shí)熱膨脹系數(shù)明顯較大，因此可通過單元素、多元素?fù)诫sA2B2O7結(jié)構(gòu)可更好地滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)的需求。

圖2 La2Zr2O7體系熱導(dǎo)率曲線

Fig.2Thermal conductivity curves of La2Zr2O7 system

圖3 線性熱膨脹系數(shù)

Fig.3 Linear thermal expansion coefficients

（3）鈣鈦礦結(jié)構(gòu)

鈣鈦礦結(jié)構(gòu)材料為ABO3（A= La / Ba / Ca等，B=Sc、Cr等）型結(jié)構(gòu)，因高溫時(shí)性能穩(wěn)定、熱導(dǎo)率低等優(yōu)良性能，可作為潛在的新型熱障涂層候選材料。在ABO3化合物中，A-O鍵比B-O鍵弱，且A、B兩種原子吸引電子的能力越接近，理論上熱導(dǎo)率越低，抗損傷能力越好[21,22]。EJAZ等[23]表明1 273 K時(shí)，CaZrO3的熱膨脹系數(shù)為12.4×10-6 K-1，而YSZ的熱膨脹系數(shù)為10.2×10-6 K-1，CaZrO3熱膨脹系數(shù)較高、導(dǎo)熱系數(shù)較低、高溫相穩(wěn)定性能好。馬伯樂等[24]在1 600 ℃時(shí)測(cè)得SrZrO3 在100 h～360 h之間的熱導(dǎo)率逐漸下降、熱穩(wěn)定性能好，如圖4所示。此外，通過摻雜稀土元素Yb、Y等，可獲得具有柱狀、多孔的復(fù)合鈣鈦礦涂層，可承受高熱應(yīng)力及二次相形成引起的應(yīng)力，顯著提高了涂層的熱循環(huán)壽命。MA等[25]在SrZrO3中摻雜Yb2O3和 Y2O3后得到Sr(Zr0.9Y0.05Yb0.05)O2.95，在室溫到1 400 ℃及1450℃以上均表現(xiàn)出良好的相穩(wěn)定性，且熱導(dǎo)率在全溫范圍內(nèi)比SrZrO3下降了30%。整體而言，ABO3的導(dǎo)熱系數(shù)較低，通過摻雜引起結(jié)構(gòu)變化還可使導(dǎo)熱系數(shù)降低。

圖4 SrZrO3涂層1600℃熱處理不同時(shí)間后的熱導(dǎo)率和熱擴(kuò)散系數(shù)曲線

Fig.4 Thermal conductivity and thermal diffusion coefficient curves of SrZrO3 coating after different heat treatment times at 1600℃

（4）高熵陶瓷材料

高熵陶瓷材料是單相陶瓷體系，由多主元高熵合金化設(shè)計(jì)。通常按相同物質(zhì)量將五種以上的金屬離子合成多組元固溶體。因其成分特點(diǎn)，具有熱力學(xué)高熵、晶格畸變、遲滯擴(kuò)散及性能“雞尾酒”四種核心效應(yīng)，使該材料硬度高、韌性強(qiáng)、熱導(dǎo)率低，應(yīng)用前景廣泛。高熵陶瓷材料體系以稀土元素為主，因性質(zhì)相近，易形成穩(wěn)定的單相固溶體，便于性能優(yōu)化。高熵陶瓷材料的研究主要集中在以下6類：稀土鉭酸鹽、硅酸鹽、鋁酸鹽、鋯/鉿酸鹽、磷酸鹽、氧化物，其性能參數(shù)對(duì)比見圖5[26]。比較發(fā)現(xiàn)，鋯酸鹽的熱導(dǎo)率最好而鋁酸鹽最差；斷裂韌性方面，高熵稀土氧化物有明顯優(yōu)勢(shì)[27]。大多數(shù)高熵陶瓷材料熱導(dǎo)率低、高溫相穩(wěn)定性好、抗燒結(jié)性強(qiáng)，但針對(duì)各自劣勢(shì)，仍需進(jìn)行改進(jìn)。

圖5 幾種高熵陶瓷材料的性能比較

Fig.5 Comparison of properties of several high entropy ceramic materials

2.2 熱障涂層-粘接層材料

熱障涂層中粘結(jié)層的效果包括兩種，一是在其表面形成Al2O3阻氧層，提升高溫環(huán)境下基體葉片的抗氧化、抗腐蝕性；二是作為中間層有隔熱作用，避免上層陶瓷材料和基體高溫合金材料因熱膨脹系數(shù)匹配不高而導(dǎo)致熱失配。

（1）MCrAlY合金材料

MCrAlY合金（M為Fe、Co、Ni或Ni+Co）廣泛應(yīng)用于抗氧化防護(hù)涂層及TBCs粘接層，與鎳基體高溫合金界面結(jié)合能力良好。其中，鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)通常為8%~12%，在工作過程中與空氣中的O2反應(yīng)生成具有抗氧化能力的Al2O3層；Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般為20%以上，主要作用是促進(jìn)Al2O3的快速形成并提升抗熱腐蝕能力；Co則能夠改善界面結(jié)合性；少量稀土元素Y可具有氧化物釘扎和細(xì)化晶粒的作用，防止黏結(jié)層中氧化層生成過多，間接提高其抗氧化性[28]。

Re、Hf、Ce 和 Zr 等元素的摻雜會(huì)進(jìn)一步提高M(jìn)CrAlY合金黏接層的熱腐蝕和抗氧化性能。Re通過抑制NiAl2O4和 NiCr2O4等的生成，提高涂層的抗氧化能力；Hf通過加快α-Al2O3的生成速度及形成結(jié)構(gòu)穩(wěn)定的HfO2，延長(zhǎng)熱循環(huán)使用時(shí)間；CeO2和 Al2O3通過加快α-Al2O3的生成速度，降低涂層氧化的增重[29]。

綜上所述，MCrAlY 及其摻雜材料具有良好的抗熱腐蝕和抗氧化能力，但后者隨著溫度的升高而下降。

（2）NiAl 合金材料

NiAl 合金粘結(jié)材料具有高熔點(diǎn)（1 638 ℃）、低密度（5.9 g/cm3）、強(qiáng)抗氧化能力，溫度高于1200℃時(shí)能形成氧化膜，且與陶瓷層的結(jié)合強(qiáng)度良好，應(yīng)用前景廣泛，也可通過其他元素?fù)诫s以提高其性能。NiAl涂層中加入 Pt 形成 NiPtAl 涂層，有助于使其組織穩(wěn)定性提高，與基體的擴(kuò)散減少，一定程度上減少涂層與部分元素（如S和C）的反應(yīng)，延長(zhǎng)粘接層的壽命，其最佳Pt含量與合金基體種類有關(guān)；Hf的摻雜有助于改善抗熱循環(huán)性利用Hf的“阻擋效應(yīng)”抑制Al的擴(kuò)散，降低了TGO的增長(zhǎng)速率；Zr改性后可顯著降低涂層界面上孔洞的形成率同時(shí)提高涂層的多項(xiàng)力學(xué)性能[30,31]。

NiAl合金性能提升主要通過摻雜Pt、Hf等元素實(shí)現(xiàn)。后續(xù)可通過第一性原理來尋找新的材料進(jìn)行摻雜改性提高涂層室溫下斷裂韌性和延性[32]，并通過工藝及結(jié)構(gòu)體系的優(yōu)化提升粘接層的綜合性能，如選擇合適的后處理方式，采用功能梯度粘接層等。

3熱障涂層制備及后處理技術(shù)

3.1熱障涂層制備方式

TBCs的制備方式很多，各有優(yōu)缺點(diǎn)，主要包括等離子噴涂（APS）、電子束-物理氣相沉積（EB-PVD）和在二者基礎(chǔ)上發(fā)展的新技術(shù)等離子噴涂-物理氣相沉積（PS-PVD）。

APS的工作原理是等離子噴槍在噴嘴處產(chǎn)生高頻電弧，引燃高溫高速的大氣等離子火焰，粉末被加熱到熔融狀態(tài)，以片狀結(jié)構(gòu)高速沉積在基底表面，沉積效率高，與基底的兼容性好，成本低。EB-PVD的工作原理是高能電子束將涂層粉末塊體加熱至表面熔化，在真空條件下，氣化的粉末通過直線路徑運(yùn)動(dòng)到工件表面沉積為涂層[33,34]，沉積效率低。CALIEZ等[35]制備的TBC截面的微觀結(jié)構(gòu)如圖6a、b所示。結(jié)果顯示,APS得到的涂層為典型的層狀結(jié)構(gòu)，存在孔隙和裂紋，抗震性較差，熱導(dǎo)率約為1~1.2W/(m·K)，通常用于制備性能要求較低的靜子件（如噴管涂層）。EB-PVD得到的涂層結(jié)構(gòu)為柱狀晶，柱狀晶的間隙增加了涂層的應(yīng)變空間，降低了頂層的內(nèi)部應(yīng)力[36]，熱導(dǎo)率約為1.5~2.0 W/(m·K)，提高了熱導(dǎo)率及高溫壽命，通常用來制備服役環(huán)境要求高的動(dòng)部件（如渦輪葉片涂層）。

圖6 典型熱障涂層制備的涂層微觀截面圖

Fig.6 Microscopic cross-section diagram of typical thermal barrier coating preparation

因APS抗震性差和EB-PVD熱導(dǎo)率高，在兩者的基礎(chǔ)上發(fā)展了的新技術(shù)PS-PVD，該技術(shù)具有更低的工作壓力、更高的噴槍功率及沉積效率，VON等[37]給出如圖4c顯示的PS-PVD微觀截面圖，該涂層結(jié)構(gòu)是羽-柱狀，因存在缺陷及孔隙，可通過聲子散射使熱導(dǎo)率更低，壽命更長(zhǎng)，隔熱效果介于APS和EB-PVD之間，這種性能綜合的涂層是后續(xù)研究重點(diǎn)。

3.2 熱障涂層后處理技術(shù)

為了提高熱障涂層的綜合性能，使航空發(fā)動(dòng)機(jī)服役時(shí)安全可靠，國(guó)內(nèi)外進(jìn)行了熱障涂層后處理技術(shù)研究。該技術(shù)可改變涂層的結(jié)構(gòu)或組成成分，節(jié)約成本，滿足高端領(lǐng)域?qū)ν繉有阅艿母鞣N要求。熱障涂層后處理技術(shù)主要有真空熱處理（VHT）、熱等靜壓處理（HIP）、激光重熔、激光上釉和激光熔覆[38]。

VHT在真空中操作，實(shí)現(xiàn)了制作過程無氧化、無滲碳，優(yōu)化工件缺陷、脫脂除氣，研究表明溫度為主要影響因素，決定了涂層的相對(duì)密度。圖7為在780、870、960、1 050 ℃不同溫度下經(jīng)過VHT的NiCrAlYSi微觀結(jié)構(gòu)圖[39]?？梢婋S著溫度的升高，孔隙變多變大，因此應(yīng)選取最佳溫度進(jìn)行真空熱處理。一方面，涂層界面的氧化膜抑制了熱生長(zhǎng)，減少了裂紋，延長(zhǎng)了壽命；另一方面，涂層內(nèi)部的氧化物降低了熱膨脹系數(shù)，減少了因熱膨脹引起的應(yīng)力開裂，涂層的綜合性能提高。

圖7 不同VHT條件下沉積態(tài)NiCrAlYSi層的截面微觀圖

Fig.7 Cross-section microstructures of as-deposited NiCrAlYSi layer after different VHT

HIP在高溫、高壓、密閉容器操作，將制品加熱到高溫且各向施加相同的壓力燒結(jié)和致密，溫度通常為1 000~2 000 ℃，壓力可達(dá)200 MPa。HIP涂層質(zhì)量主要受壓力和溫度影響，高溫高壓下，內(nèi)部的疏松和空隙基本被消除，明顯提升致密性、力學(xué)性能及循環(huán)次數(shù)，Abdel等[40]對(duì)Mg2Zr5O12的循環(huán)次數(shù)進(jìn)行測(cè)試，未處理的涂層在240次循環(huán)后失效，而HIP處理后的涂層在一千次循環(huán)后仍然完好。但隔熱性能明顯不足，因此如何控制涂層和基體孔隙率是未來研究方向[41]。

激光重熔、激光上釉和激光熔覆均利用激光使材料表面快速熔化和凝固，形成具有改性層的表面改性技術(shù)，具有高效、無污染、局部處理等優(yōu)點(diǎn)，其耐腐蝕性、抗磨性和抗熱震性能均得到改善，是目前綠色高效的方法。

4熱障涂層的失效機(jī)制分析

航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片工作環(huán)境復(fù)雜，存在高溫、高壓、環(huán)境微粒侵蝕、高速粒子沖擊等多因素復(fù)合作用，且熱障涂層為多界面構(gòu)成，故在熱-力-化學(xué)耦合條件下因內(nèi)部結(jié)構(gòu)性能發(fā)生變化而引起失效。國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)熱障涂層界面微觀及宏觀結(jié)構(gòu)變化進(jìn)行了分析，基于多種熱力學(xué)實(shí)驗(yàn)結(jié)論和斷裂力學(xué)、損傷力學(xué)等理論，通過數(shù)值分析及建模等方式，研究了TBCs的失效機(jī)制，為TBCs可靠性和耐久性研究奠定了基礎(chǔ)[42]。其失效模式主要包括TGO失效、CMAS及熔鹽腐蝕。

4.1 TGO失效

熱障涂層失效的主要原因是各層材料間因熱膨脹系數(shù)不同導(dǎo)致的熱應(yīng)力及內(nèi)部氧化層的過量生長(zhǎng)。服役過程中粘接層發(fā)生氧化反應(yīng)，生成的TGO（熱生長(zhǎng)氧化物）是導(dǎo)致失效的主要因素。圖8為在YSZ/NiCrAlY涂層失效后的EDS分析[43]。圖8a顯示反應(yīng)起初主要是Al2O3保護(hù)涂層，圖8b顯示當(dāng)服役時(shí)間延長(zhǎng)時(shí)，Al逐漸消耗，Ni/Cr/Co等開始被氧化，此時(shí)TGO附件壓應(yīng)力逐漸增大，受到相鄰界面束縛時(shí)，沿與界面垂直的方向變形，對(duì)相鄰?fù)繉釉斐奢^大的拉應(yīng)力，導(dǎo)致涂層內(nèi)部產(chǎn)生裂紋，且涂層與TGO界面因產(chǎn)生大量尖晶石等脆性相而導(dǎo)致涂層脫落失效。

圖8 熱障涂層失效后的EDS分析

Fig.8 EDS analysis of thermal barrier coatings after failure

此外，TGO厚度有臨界值(8~12μm)，當(dāng)厚度增加到臨界值時(shí)，其應(yīng)力分布發(fā)生變化，涂層將脫落失效。圖9為薛文利等在YSZ/NiCrAlY界面上測(cè)得不同溫度下循環(huán)次數(shù)和TGO厚度和最大裂紋的變換關(guān)系[43]?？梢姕囟葹? 150 ℃時(shí)，其厚度增加最快，裂紋長(zhǎng)度增加也最快。在1 100 ℃時(shí)，其厚度增加最慢，裂紋長(zhǎng)度增加也最慢，可見TGO厚度直接影響了裂紋的產(chǎn)生，增加了失效速度。

圖9 熱循環(huán)過程中熱障涂層TGO厚度及最大裂紋長(zhǎng)度演變

Fig.9 Evolution of TGO thickness and maximum crack length of thermal barrier coating during thermal cycling process

(a)TGO厚度(b)最大裂紋長(zhǎng)度

因此，改善TBCs壽命的有效方式是抑制混合氧化物的生成或降低混合氧化物的含量、延緩循環(huán)過程中TGO厚度的增長(zhǎng)。通過粘接層成分改性、預(yù)氧化熱處理、擴(kuò)散強(qiáng)化熱處理等方式可有效降低TGO的生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)，提高涂層和基體間的結(jié)合強(qiáng)度。

4.2 CMAS侵蝕失效

CMAS指航空發(fā)動(dòng)機(jī)服役期間來自外部自然環(huán)境，主要成分包括CaO、Al2O3、MgO和SiO2為主的沉積物。CMAS的腐蝕機(jī)理主要體現(xiàn)在兩方面：一是CMAS小顆粒吸附在涂層表面，高溫熔化消耗YSZ涂層的Y2O3，加速ZrO2發(fā)生相轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生相變應(yīng)力并誘發(fā)裂紋產(chǎn)生，CMAS沿裂紋穿透涂層，導(dǎo)致涂層失效；二是CMAS到達(dá)TGO層時(shí)與其反應(yīng)，增加層間壓力導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生與擴(kuò)展[44,45]。

CMAS侵蝕主要與溫度有關(guān)，郭磊等[46]在1 200 ℃和1 250 ℃時(shí)CMAS腐蝕4h時(shí)的YSZ涂層截面圖，如圖10所示。CMAS的熔點(diǎn)約為1 230 ℃，因此在1 200 ℃保溫4 h時(shí)(圖10a)，CMAS在YSZ 表面鋪展，厚度為 143.35 μm，沒有熔化不會(huì)引起實(shí)質(zhì)性腐蝕。但在1 250 ℃(圖10b)保溫4h時(shí)，涂層厚度明顯減小到19.35 μm，CMAS熔化而滲入涂層內(nèi)部導(dǎo)致微觀結(jié)構(gòu)變化，涂層失效。因此當(dāng)發(fā)動(dòng)機(jī)工作溫度超過1 200 ℃時(shí)，CMAS腐蝕是TBCs失效的主要原因。

圖10 不同溫度CMAS腐蝕后的YSZ涂層截面微觀結(jié)構(gòu)

Fig.10 Cross-sectional microstructures of YSZ coating after CMAS corrosion at different temperature

CMAS侵蝕還與致密性有關(guān)。涂層致密度越高，抵抗腐蝕越強(qiáng)。謝詩駿等[47]通過調(diào)整送粉速率，得到不同致密的熱障涂層，圖11為PS-PVD涂層耐熔鹽腐蝕圖。觀察可知，由下往上按5g-10g-15g/min梯度遞增方式送粉得到的涂層防失效能力更強(qiáng)，在20h后涂層才開始脫落。

圖11 PS-PVD涂層耐熔鹽腐蝕圖

Fig.11 Molten salt corrosion resistance of PS-PVD coating

由此可見，針對(duì)CMAS侵蝕失效，主要防護(hù)技術(shù)有四種：（1）在TC層上制備Al2O3、Pd、Pt、Ti2AlC等非滲透性的防護(hù)層阻擋CMAS的滲入；（2）利用激光對(duì)頂層進(jìn)行釉化處理或制備過程中調(diào)整送粉速率，提高微觀結(jié)構(gòu)的致密性；（3）熱噴涂納米結(jié)構(gòu)涂層以減少孔隙和裂紋；（4）采用稀土共摻雜的熱障涂層，通過層間快速形成新物質(zhì)阻礙CMAS的進(jìn)一步滲入，且可保留更多的Y2O3[48]。

5總結(jié)與展望

航空工業(yè)的高速發(fā)展需要航空發(fā)動(dòng)機(jī)在輕量化、推重比及服役時(shí)間等不斷迭代升級(jí)。在服役過程中，熱障涂層系統(tǒng)的組成、結(jié)構(gòu)等將動(dòng)態(tài)變化，導(dǎo)致其物理、機(jī)械性能在不同壽命時(shí)期均有不同的表現(xiàn)。作為渦輪葉片保護(hù)的核心技術(shù)，熱障涂層的材料選擇、制備方式、后處理方式及失效分析等將是未來研究的重點(diǎn)。

（1）材料方面。新型陶瓷層，尤其是高熵陶瓷相對(duì)于傳統(tǒng)熱障涂層材料具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性及力學(xué)性能，后續(xù)需持續(xù)開展高熵化合物（如硼、硅、氮、氧、碳等）的研究；粘接層的研究將關(guān)注 MCrAlY和NiAl 合金的摻雜改性以及新型粘結(jié)層材料（如Pt-Al ）的研發(fā)。

（2）制備及后處理技術(shù)。APS常用于制備性能要求較低的靜子件，EB-PVD常用來制備服役環(huán)境要求高的動(dòng)部件，兩者結(jié)合的PS-PVD可制備性能綜合的涂層是后續(xù)研究重點(diǎn)。后處理技術(shù)可有效提高涂層綜合性能，選取最佳溫度進(jìn)行真空熱處理、控制涂層與基體孔隙率、激光表面改性技術(shù)是未來研究方向。

（3）失效機(jī)制。TGO失效是決定涂層壽命的主要因素，CMAS侵蝕失效限制了涂層工作溫度。通過粘接層成分改性、預(yù)氧化熱處理、擴(kuò)散強(qiáng)化熱處理抑制混合氧化物的生成和延緩循環(huán)過程中TGO厚度的增長(zhǎng)，通過增加防護(hù)層、提高微觀致密性及稀土共摻雜阻擋CMAS的滲入，后續(xù)需持續(xù)通過數(shù)值分析及建模等方式開展失效機(jī)制研究，為TBCs可靠性和耐久性研究提供指導(dǎo)。

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