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黏结相对YSZ基高温封严涂层沉积效率和热循环性能的影响∗

  • 程涛涛1,2

    机 构：

    1. 河北工业大学机械工程学院 天津 304011

    2. 中国民航大学天津市民用航空器适航与维修重点实验室 天津 300300

    ×
  • ， 王志平1,2

    机 构：

    1. 河北工业大学机械工程学院 天津 304011

    2. 中国民航大学天津市民用航空器适航与维修重点实验室 天津 300300

    ×
  • ， 戴士杰1

    机 构：

    1. 河北工业大学机械工程学院 天津 304011

    ×
  • ， 王仕成2

    机 构：

    2. 中国民航大学天津市民用航空器适航与维修重点实验室 天津 300300

    ×
  • ， 邢思佳2

    机 构：

    2. 中国民航大学天津市民用航空器适航与维修重点实验室 天津 300300

    ×
  • ， 马祥3

    机 构：

    3. 北京飞机维修工程有限公司发动机大修部 北京 100621

    ×

1. 河北工业大学机械工程学院 天津 304011；
2. 中国民航大学天津市民用航空器适航与维修重点实验室 天津 300300；
3. 北京飞机维修工程有限公司发动机大修部 北京 100621；

Effects of Bonding Phases on Deposition Efficiency and Thermal Cycling Performance of YSZ-based Sealing Coating

  • CHENG Taotao1,2

    Affiliation：

    1. School of Mechanical Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300401 , China

    2. Tianjin Key Laboratory for Civil Aircraft Airworthiness and Maintenance, Civil Aviation University of China, Tianjin 300300 , China

    ×
  • ， WANG Zhiping1,2

    Affiliation：

    1. School of Mechanical Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300401 , China

    2. Tianjin Key Laboratory for Civil Aircraft Airworthiness and Maintenance, Civil Aviation University of China, Tianjin 300300 , China

    ×
  • ， DAI Shijie1

    Affiliation：

    1. School of Mechanical Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300401 , China

    ×
  • ， WANG Shicheng2

    Affiliation：

    2. Tianjin Key Laboratory for Civil Aircraft Airworthiness and Maintenance, Civil Aviation University of China, Tianjin 300300 , China

    ×
  • ， XING Sijia2

    Affiliation：

    2. Tianjin Key Laboratory for Civil Aircraft Airworthiness and Maintenance, Civil Aviation University of China, Tianjin 300300 , China

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  • ， MA Xiang3

    Affiliation：

    3. Engine Overhaul Department, Aircraft Maintenance and Engineering Corporation, Beijing 100621 , China

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1. School of Mechanical Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300401 , China；
2. Tianjin Key Laboratory for Civil Aircraft Airworthiness and Maintenance, Civil Aviation University of China, Tianjin 300300 , China；
3. Engine Overhaul Department, Aircraft Maintenance and Engineering Corporation, Beijing 100621 , China；

作者简介:

程涛涛,男,1987年出生,博士研究生,实验师。主要研究方向为航空器表面工程。E-mail:cheng604@126.com

戴士杰(通信作者),男,1970年出生,博士,教授,博士研究生导师。主要研究方向为航空器表面工程及智能机器人技术。E-mail:dsj@hebut.edu.cn

中图分类号:TG174

文献标识码:A

DOI:10.11933/j.issn.1007-9289.20210827001

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目录contents

    摘要

    为解决 YSZ(Y2O3 部分稳定的 ZrO2 ) 陶瓷基高温封严涂层沉积效率较低和易于过早剥落失效的问题,选择氧化铝 (Al 2O3 )、钇铝石榴石(Y3Al 5O12 ,YAG)及镁铝尖晶石(MgAl 2O4 )为三种高温黏结相,通过喷雾造粒的方法分别制备出 B0(无黏结相)、B1(含 Al 2O3 )、B2(含 YAG)和 B3(含 MgAl 2O4 )等四种 YSZ 基团聚颗粒,研究黏结相对涂层沉积效率和热循环性能的影响。 结果表明,YAG 的黏附和包裹作用最强,与 B0 型粉末相比,B2 型粉末的沉积效率提高了 181. 49%;热循环过程中不断增长的裂纹扩展驱动力和陶瓷材料的脆性属性是导致陶瓷涂层剥落失效的主要原因,由于 YAG 相的弥散增韧作用,B2 型涂层的断口呈现出类韧窝形貌,与 B0 型涂层相比,B2 型涂层的断裂韧性提高了 39. 76%,热循环寿命提高了 43. 68%。 YAG 黏结相的添加显著地提高了 YSZ 陶瓷基高温封严涂层的沉积效率,同时较好地提高了涂层的热循环寿命。

    Abstract

    In order to solve the problems of low deposition efficiency (DE) and premature spalling failure of YSZ (Y2O3 partially stabilized ZrO2 )-based high temperature sealing coating, four types of YSZ-based agglomerated powder containing no bonding phase, Al 2O3 , yttrium aluminum garnet (YAG), and MgAl 2O4 , respectively, labeled as B0, B1, B2, and B3, which are prepared by spray granulation. Effects of bonding phases on DE and thermal cycling performance of YSZ-based sealing coating by atmospheric plasma spraying (APS) are analyzed. The results show that, YAG has the strongest adhesion effect and wrapping effect, compared with B0 powder, the DE of B2 powder is increased by 181. 49%. The growing driving force of crack propagation and the brittleness of ceramic materials during thermal cycling are the main reasons for the spalling failure of ceramic coatings. Due to the dispersion toughening effect of YAG phase, the fracture of B2 coating presents a dimple-like morphology. Compared with B0 coating, the fracture toughness of B2 coating is increased by 39. 76% and the thermal cycle lives are increased by 43. 68%. The addition of YAG phase significantly improves the DE of YSZ-based high temperature sealing coating, and effectively improves the thermal cycle lives of the coating.

  • 0 前言

  • 航空发动机气路封严系统中转子与静子之间间隙的减少对提升发动机工作效率、降低油耗具有重要意义[1-3],随着涡轮中燃气温度的不断提高,具有更高耐热温度(1 000℃以上)的陶瓷基封严涂层是当前先进发动机的关键技术之一[4-6]。陶瓷基高温封严涂层零部件一般为镍基高温合金基底、金属黏结层(BC层)、热生长氧化物层(TGO层)和陶瓷面层(TC层) 的多层体系。另外,为了满足气路封严和保护转子的功能需求,该类涂层的使用厚度一般为1mm以上。这种大厚度、复杂体系结构的陶瓷基封严涂层在应用过程中主要面临以下两个问题:

  • (1) 陶瓷基封严涂层的沉积效率非常低,一般为10%~15%,远远低于热喷涂涂层30%~50%沉积效率的平均水平,造成严重的资源浪费,增加了涂层的制造成本,限制了涂层的推广应用。

  • (2) 陶瓷面层过早的剥落失效,陶瓷基封严涂层的复杂体系结构和恶劣的服役环境会导致涂层系统在使用过程中发生失效,包括在海洋大气环境中的盐溶液电化学与热腐蚀[7],高速气流中夹杂物的机械冲蚀[8],高温燃气氧化作用造成的热老化[9], 热循环造成的疲劳开裂[10]等,其中影响最显著的是热循环过程中陶瓷面层的开裂和剥落,这种失效模式会导致涂层体系失去封严功能,成为陶瓷基封严涂层在应用过程中亟需解决的问题。

  • 研究人员通常采用优化工艺参数的方法来改善等离子喷涂陶瓷涂层的沉积效率。王璟等[11] 研究发现增大喷涂功率,降低送粉速率可以有效地提高锆酸镧陶瓷涂层的沉积效率,但对涂层结合和抗热震性能不利。 WANG等[12] 研究了等离子喷涂工艺参数对Al2O3-40%wt.TiO2 涂层沉积效率的影响, 结果表明,该涂层沉积效率随电流的增大而增大,随着喷涂电压的增加呈先上升后下降的趋势,但增加后者对沉积效率的影响要大得多。 BOBZIN等[13]基于飞行粒子特征的等离子喷涂沉积效率测定方法, 研究了飞行粒子特性与沉积效率之间的联系,试验表明较大的粒子以较高的速度和温度深入等离子射流中心,这些粒子相对于自由射流外围的粒子具有较高的沉积效率。但是,制备工艺和原材料的粒度同样是影响热喷涂涂层性能的关键因素,通过优化陶瓷涂层制备工艺的方法虽然在一定程度上提高了沉积效率,然而选择过高的喷涂功率或粒度较大的粉末往往会牺牲陶瓷涂层的其它方面的性能。

  • 近年来,通过在原材料粉末中添加低熔点组分来提高涂层沉积效率的方法开始引起关注, ZHAO等[14]在激光熔覆制备的镍基复合涂层中加入低熔点MoO3 粉末,成功地提高了激光熔覆的沉积效率。杨琼连[15]使用金属镍作为结合相,与其他成分熔合在一起,防止它们在APS过程中脱落,从而增加涂层的沉积效率,并且提高了涂层的综合性能。上述研究表明,依靠原材料中低熔点成分的作用,可以有效地提高沉积效率,同时,第二相的添加可以在不大幅度调整制备工艺的前提下,对涂层的性能进行调控和优化。然而,通过添加低熔点陶瓷相来改善等离子喷涂陶瓷基封严涂层的沉积效率,以及添加黏接相对陶瓷基封严涂层热循环性能影响的研究成果较少。

  • 本文以陶瓷基封严涂层原材料组分优化为突破口,选择熔点较低的氧化铝( Al2O3)、钇铝石榴石 (Y3Al5O12,YAG) 及镁铝尖晶石(MgAl2O4) 作为三种高温黏结相,分别通过喷雾造粒的方法加入YSZ (Y2O3 部分稳定的ZrO2) 基团聚颗粒中,研究不同黏结相对涂层沉积效率的影响规律,并利用自主研制的热循环试验台测试和分析黏接相对陶瓷基封严涂层热循环性能影响,为提高等离子喷涂YSZ基高温封严涂层的沉积效率和使用性能提供试验数据。

  • 1 材料与方法

  • 1.1 试验材料

  • 1.1.1 团聚颗粒主要组分

  • 在YSZ基高温封严涂层团聚粉末中,YSZ陶瓷材料为基相,提供高强度的陶瓷骨架和优异的热物理性能,熔点约为2 700℃,图1所示为YSZ原料的显微形貌。

  • 图1 YSZ原料显微形貌

  • Fig.1 Micro morphology of YSZ raw powder

  • 氧化铝陶瓷材料熔点为2 054℃,与YSZ陶瓷相比降低了23.93%,为常用的耐高温材料之一,已有研究表明,氧化铝陶瓷涂层具有作为高温封严涂层的潜力[16-17]。选择氧化铝材料为YSZ基高温封严涂层中的一种高温黏结相,图2所示为氧化铝原料的显微形貌。

  • 图2 氧化铝原料显微形貌

  • Fig.2 Micro morphology of the Al2O3 raw powder

  • 钇铝石榴石(YAG)陶瓷材料熔点为1 950℃, 与YSZ陶瓷相比降低了27.78%,具有优异的相稳定性和热稳定性,是近年来引起关注的一种新型耐高温涂层材料[18-19]。选择YAG材料为YSZ基高温封严涂层中的第二种高温黏结相,图3所示为YAG原料的显微形貌。

  • 图3 钇铝石榴石原料显微形貌

  • Fig.3 Micro morphology of YAG raw powder

  • 镁铝尖晶石陶瓷材料熔点为2 250℃,与YSZ陶瓷相比降低了16.67%,是人工合成的尖晶石质耐火原料,已有研究表明,全陶瓷基镁铝尖晶石封严涂层具有1 400℃ 以上服役温度的潜力[20-21]。选择镁铝尖晶石材料为YSZ基高温封严涂层中的第三种高温黏结相,图4所示为镁铝尖晶石原料的显微形貌。

  • 图4 镁铝尖晶石原料显微形貌

  • Fig.4 Micro morphology of MgAl2O4 raw powder

  • 聚苯酯又称聚对羟基苯甲酸苯酯或芳香族聚酯 (PHB),制备工艺成熟,方法简单,具有良好的自润滑性能,同时,聚苯酯的热分解温度较低,在超过315℃条件下,容易被烧损而留下孔洞。因此,聚苯酯是热喷涂封严涂层中常用的一种低温润滑相和高温造孔相。选择聚苯酯为团聚粉末中的造孔相,图5所示为聚苯酯原料的显微形貌。

  • 图5 聚苯酯原料显微形貌

  • Fig.5 Micro morphology of PHB raw powder

  • 1.1.2 团聚造粒辅料

  • 在团聚造粒试验中使用的分散剂、黏结剂如表1所示。

  • 表1 喷雾造粒辅料

  • Table1 Auxiliary materials for spray granulation

  • 1.2 试验方法

  • 利用球磨机对各组原材料进行破碎和均匀混合, 球磨转速800r/min,球磨时间8h;利用喷雾造粒机制备四组含不同黏结相的YSZ基团聚粉末,进口温度240℃,出口温度120℃,雾化转速10 000r/min; 参考GB/T31564—2015《热喷涂沉积效率的测定》, 测量本研究中四组团聚粉末的沉积效率。

  • 在对沉积效率优化的基础上,利用自主设计的热循环试验台测试涂层的热循环性能,试样基体材料为IN718合金,规格为ϕ 25mm×6mm,高速高温焰流加热涂层至1 100℃,保温时间10min,利用压缩空气强冷,冷却时间为10min。热循环试验台结构示意图如图6所示, 加热温度范围800~1 600℃,加热温度精度±1%,可实现试样的加热、保温及冷切过程的自动化控制。

  • 图6 热震试验台结构示意图

  • Fig.6 Structure diagram of high temperature coating thermal shock test rig

  • 利用Bruker公司UMT TriboLab多功能材料力学测试系统(使用直径为10 μm的金刚石压头,峰值载荷为50N),借助高精度的载荷-位移测试技术同时记录涂层样品加载-卸载过程中压头位移(D、 D f 为剩余位移,D max 为最大位移)及压头所承受的载荷(P、P max 为最大载荷),获得 P-D 曲线,典型的 P-D 曲线如图7所示[22]。

  • 基于 P-D 曲线和弹性接触理论的Oliver-Pharr方法,样品的弹性模量 E 可由式(1)和(2)计算:

  • E=1-ν21Er-1-νi2Ei
    (1)
  • Er=π1/2S2βA1/2
    (2)

  • 式中,E i 和v i 为压头的弹性模量和泊松比(金刚石压头分别为1 114GPa和0.07),v 为样品的泊松比,本文中陶瓷涂层的泊松比取为0.25 [23],E r 是由压头和样品的总弹性变形产生的约化弹性模量,S 为卸载曲线顶部斜率,A 为接触面积的投影面积,β 是与压头几何形状相关的常数。

  • 制备涂层截面金相试样,利用显微硬度计测量涂层样品的显微硬度,利用压痕裂纹法,由式(3)或 (4)测量涂层样品的断裂韧性[24]。

  • KIC=0.016×EH0.5Pa-1.5
    (3)
  • KIC=0.015cd0.5EH1.5Pa-1.5
    (4)

  • 式中,E 为基于式( 1) 和( 2) 得到的弹性模量,H 为利用显微硬度计测量涂层样品的显微硬度,Р 为外加载荷,本研究选定的压痕载荷为10N,c 为压痕裂纹尺寸, d 为压痕对角线尺寸。当 c/d> 2.5时,裂纹情况符合Median裂纹,使用式( 3); 当0<c/d<2.5时,裂纹情况符合Palmqvist裂纹, 使用式( 4)。

  • 图7 基于压痕法获得典型的P-D曲线

  • Fig.7 Typical P-D curve obtained based on indentation method

  • 2 团聚粉末沉积效率

  • 2.1 显微形貌

  • 分别将无黏接相和含Al2O3、YAG及MgAl2O4 等黏接相的团聚粉末标记为B0、B1、B2和B3型粉末。表2所示为四种类型粉末喷雾造粒过程中料浆悬浮液各组分的规格及含量。

  • 表2 悬浮液中各组分的规格及含量

  • Table2 Contents of components in slurry suspension(g)

  • 图8a~8d所示分别为B0、B1、B2和B3型团聚粉末的显微形貌。从图8中可以看出,四种团聚粉末均呈团聚球状,整体球形度均较好。从图8b、8c和8d中分别可以看出,经过球磨混合后的Al2O3、YAG及MgAl2O4 粒子在团聚颗粒中均匀分布。

  • 图8 四种类型团聚粉末的显微形貌

  • Fig.8 Microstructure of four types of agglomerated powder

  • 2.2 沉积效率

  • 热喷涂涂层的沉积效率指的是在一定的喷涂条件下,沉积在试件上热喷涂材料的质量与送入热喷涂射流中的热喷涂材料的质量之比 (%)。参考GB/T31564—2015《热喷涂沉积效率的测定》,针对本研究中大气等离子喷涂YSZ基团聚粉末的喷涂条件 ( 四组粉末采用一致的喷涂工艺, PRAXAIR3710喷涂系统, SG100喷枪, 喷涂电压42V,电流800A,1264型送粉器速率6r/min),设计如下的测量热喷涂沉积效率的方案,如表3所示。

  • 表3 等离子喷涂团聚粉末沉积效率测量方案

  • Table3 Measurement scheme of deposition efficiency (DE) of agglomerated powder by APS

  • 依据表3所示的沉积效率测量方案,测量B0、 B1、B2和B3型四种团聚粉末的沉积效率,每种粉末测量三次,测量结果如表4所示。根据表4中的测量数据,绘制的B0、B1、B2和B3型四种团聚粉末的沉积效率条形图如图9所示。

  • 表4 四种团聚粉末的沉积效率

  • Table4 Deposition efficiency of four types of agglomerated powder(%)

  • 从图9中可以看出,在添加不同的黏结相组分后,各团聚粉末的沉积效率得到了不同程度的提高, 结合表4中的测量数据分析可得,B0型团聚粉末的沉积效率仅为10.37%,与B0型粉末相比,B1、B2和B3型团聚粉末的沉积效率分别提高了75.80%, 181.49%和59.21%,添加YAG黏结相的B2型团聚粉末沉积效率提高最为显著。

  • 2.3 黏结机理分析

  • 为了分析不同黏结相对团聚粉末沉积效率的影响,在粗抛光的镍基合金基体上进行单次等离子喷涂,得到B0、B1、B2和B3型等四种团聚粉末的铺展形貌如图10所示。

  • 图9 四种团聚粉末的沉积效率条形图

  • Fig.9 Bar chart of deposition efficiency of four types of agglomerated powder

  • 添加不同的黏结相组分后,各团聚粉末呈现出不同的铺展形貌。从图10a中可以看出,熔融的B0型粉末经过等离子射流加热加速后,主要呈现出面积较小的不规则层片,层片表面比较光滑,几乎没有黏附和包裹其他未熔融和未烧损粒子。从图10b、 10c、10d中可以看出,与B0型粉末的铺展形貌相比,B1、B2和B3型团聚粉末的铺展形貌主要表现出如下特征:①层片面积明显增大;②铺展层片表面均不再光滑,层片表面不同程度地黏附或包裹着未熔融和未烧损的粒子。

  • 图10 四种团聚粉末的铺展形貌

  • Fig.10 Spreading morphology of four types of agglomerated powder

  • 不添加黏接相的B0团聚粉末具有最低的沉积效率,原因分析如下:①YSZ陶瓷熔点为2 700℃ 左右,在等离子射流中停留的时间为10-4~10-5 s,极高的熔点和极短的加热时间,造成了粉末不能够被充分熔融,直接降低了涂层的沉积率。 ②有研究表明[25],等离子喷涂过程中相邻两个粒子碰撞基体所间隔的时间远远大于粒子铺展后完全凝固所需要的时间,也就是说,被撞击的陶瓷层片存在的状态一直是固态。而陶瓷材料具有硬脆的属性,韧性很低,等离子射流中部分未熔融或半熔融状态的粒子,在撞击固态的陶瓷层片时,无法嵌入陶瓷层片中,也几乎无法通过粒子本身的塑性变形产生的抛锚作用来进行结合,从而导致涂层的沉积率很低。 ③团聚颗粒中常用有机造孔相 ( 聚苯酯) 的热稳定温度为315℃ 左右,因此有机造孔相在等离子射流中不可避免地会发生烧损,降低了涂层的沉积率。

  • 对于分别添加Al2O3、YAG及MgAl2O4 等低熔点黏接相的B1型、B2型和B3型团聚粉末,在等离子射流中,低熔点的黏接相更容易达到熔融状态,而熔融状态的黏接相在后续的撞击基体和铺展的过程中,均会对团聚颗粒中未熔融和未烧损的聚苯酯粒子产生不同程度地黏附和包裹作用 (见图10b、10c、10d),从而不同程度地提高了涂层的沉积效率。整体来看,B2型铺展层片中黏附和包裹的未熔融及未烧损聚苯酯粒子含量最多, B1型次之,B3型最少。

  • 3 YAG粘接相对B2 型涂层热循环性能的影响

  • 基于沉积效率的试验结果,为了研究黏结相的添加对涂层热循环性能的影响,选择不加黏结相的B0型粉末和添加YAG黏结相(沉积效率最高) 的B2型粉末,利用等离子喷涂技术制备热循环涂层试样,热循环试验结果如表5所示。从表5中可以看出,B0型和B2型高温封严涂层的平均热循环寿命分别为67.3次和96.7次,与不加黏结相的B0型涂层相比,添加YAG黏结相的B2型高温封严涂层的热循环寿命提高了43.68%。

  • 表5 B0和B2型涂层的热循环试验结果

  • Table5 Thermal cycles of B0and B2coatings

  • 3.1 热循环失效位置分析

  • 图11 所示分别为B0和B2型高温封严涂层热循环失效后的基体侧断口显微形貌和EDS测试结果。从图11a中可以看出,热循环失效后的B0型涂层基体上依然存在部分涂层,针对残留涂层EDS测试结果表明,涂层中包含的主要元素为O和Zr,没有检测到镍基合金基体、CoCrAlY过渡层以及TGO层的成分,结果表明B0型高温封严涂层热循环脱落位置为靠近基体侧的YSZ陶瓷层内部。

  • 同理,从图11b中可以看出,热循环失效后的B2型涂层基体上依然有残留涂层,EDS测试结果表明,残留涂层中包含的主要元素为O和Zr,同时含有少量的Al、Y、Si、Co和Cr等元素,其中,主要元素O和Zr为YSZ基陶瓷面层的主要成分,元素Al、Y、 Si、Co和Cr主要为黏接相YAG、TGO层和CoCrAlY黏结层的主要成分。

  • 因此,为了明确B2型涂层热循环后涂层脱落位置,对B2型涂层热循环失效后的基体侧断口进行切割,并制备截面金相试样,图12所示为图11b中B2型涂层断口截面显微结构SEM和EDS测试结果。从图12中可以看出,该涂层热循环失效后的基体侧断口截面显微结构主要由四部分组成,分别为镍基合金基体、CoCrAlY过渡层、残留面层,以及CoCrAlY过渡层和残留面层之间的TGO层。结合图11b的EDS测试结果可以确定,B2型涂层在热循环过程中失效脱落的具体位置为TGO层/陶瓷面层界面处。

  • 图11 高温封严涂层热循环失效后基体侧断口EDS结果

  • Fig.11 EDS results of residual coating on substrate of high temperature sealing coating after thermal cycling

  • 图12 B2型高温封严涂层热循环试验失效后基体侧断口截面显微结构及EDS结果

  • Fig.12 Microstructure and EDS results of fracture section of B2coating after thermal cycling

  • 3.2 热循环断口分析

  • 图13 所示为B0型和B2型涂层热循环失效后基体侧断口的显微形貌和EDS测试结果。从图13a中可以看出,不添加黏结相的YSZ基封严涂层试样的热循环失效断口比较光滑,呈现出较明显的脆性断裂形貌;而从图13a、13b和13c中可以看出,含YAG粘接相的B2型涂层热循环失效断口处分布着大量的YAG黏结相,导致该处断口比较粗糙,并且呈现出类韧窝形貌,说明B2型涂层在热循环试验中发生了一定程度的韧性断裂。

  • 图13 热循环试验失效后基体侧断口显微形貌及EDS结果

  • Fig.13 Micro morphology and EDS results of residual coating on substrate after thermal cycling

  • 3.3 断裂韧性分析

  • 图14 所示为B2型涂层压痕试样的显微结构和EDS测试结果。从图14中可以看出,YAG黏结相的加入,在等离子喷涂过程中,形成了以YSZ为基体(如图14c所示,浅灰色相),以YAG粒子为第二相(如图14b所示,深灰色相)的复合陶瓷涂层。在陶瓷材料颗粒弥散增韧研究领域,已有研究成果表明[26-28]第二相粒子的加入,可以不同程度地提高基体相的韧性,颗粒弥散的增韧机理包括裂纹发生偏转,以及由于第二相粒子与基体热物性参数的不同产生的微裂纹等。本研究利用压痕裂纹法和公式 (4)测量涂层的断裂韧性,B0型和B2型涂层断裂韧性测量结果如表6所示。从表6中可以看出,与不添加黏结相的B0型涂层相比,添加YAG黏结相的B2型涂层的断裂韧性增加了39.76%。

  • 断裂韧性试验结果表明,YAG黏结相作为复合陶瓷涂层中的第二相粒子具有颗粒弥散增韧功能, 当裂纹在复合陶瓷涂层中扩展时,无论是穿过还是绕过该第二相粒子,均会消耗能量,释放裂纹生长的驱动力,从而提高了该复合涂层的断裂韧性。

  • 3.4 含YAG黏结相的B2 涂层热循环失效机理分析

  • 针对B2型封严涂层热循环失效的原因可以总结为以下两个方面:

  • (1) 热循环过程中不断增长的裂纹扩展驱动力,而该驱动力(陶瓷面层的脱落在力学方面的诱因)又分为以下两个方面,其中之一是TGO体积增长形成的生长应力,在热循环的高温环境中,黏结层/面层界面会形成TGO层,氧化初期TGO主要成分是致密、韧性较好且生长速度较慢的 α-Al2O3,但随着时间推移,黏结层近界面区域出现贫铝带,TGO中会出现Ni、Cr等金属氧化形成的尖晶石类氧化物,这类氧化物比较疏松,会产生体积膨胀,促使TGO内应力上升,诱发界面断裂;第二个诱因是由于BC层、陶瓷面层及TGO层之间热膨胀系数失配 (简称热失配)引起的界面热失配应力,从上千摄氏度的工作温度降到室温的反复冷热冲击过程中,在涂层系统中将产生显著的方向交替变化的热失配应力。金属黏结层有较强的变形能力,可以有效地减缓TGO/金属黏结层界面上的热失配应力,而陶瓷面层的容应变能力较差,使得陶瓷面层/TGO界面上的热失配应力比较显著。当TGO层的厚度较薄时,通过TGO的蠕变变形可以部分释放陶瓷面层/TGO界面处的热失配应力,但是当TGO生长到一定厚度时蠕变能力下降,热失配应力上升,当超过该界面处的最大结合力或界面附近陶瓷涂层中裂纹失稳扩展所需的临界应力时,陶瓷涂层将会发生开裂和脱落。这就是说,在热循环过程中,TGO层的生长应力和陶瓷面层/TGO界面处的热失配应力是造成陶瓷涂层发生热循环开裂失效的主要驱动力。

  • 图14 B2型涂层显微结构及EDS结果

  • Fig.14 Microstructure and EDS results of B2coating

  • 表6 B0和B2型涂层的断裂韧性结果

  • Table6 Fracture toughness of B0and B2coatings(MPa·m 1/2)

  • (2) 陶瓷材料是由共价键和离子键晶粒构成的多晶材料,这种高能键的结合形式导致陶瓷材料对缺陷具有很高的敏感性,故而陶瓷材料呈现脆性,因此陶瓷材料自身的断裂韧性和抗疲劳开裂性能很差,使得陶瓷面层一旦萌生微裂纹,在TGO层的生长应力和陶瓷面层/TGO界面处的热失配应力的驱动下很容易失稳而急剧扩展,导致涂层迅速开裂脱落。

  • 然而,YAG黏结相的添加提高了B2型涂层的断裂韧性。在热循环过程中,当裂纹生长过程中遇到YAG粒子时,无论是该陶瓷粒子的拔出、断裂,或者是裂纹的偏转等,都会消耗大量的能量,从而释放一部分热循环过程中由于热物性失配和TGO生长引起的残余应力,降低了裂纹生长的驱动力,最终提高了B2型涂层的热循环寿命。

  • 4 结论

  • (1) Al2O3、YAG及MgAl2O4 等低熔点黏接相的添加不同程度地提高了团聚粉末的沉积效率,其中,YAG黏结相对本文中等离子喷涂YSZ基高温封严涂层的未熔融及未烧损粒子的黏附和包裹作用最强,含YAG的团聚颗粒具有最高的沉积效率。

  • (2) 不添加黏结相B0型涂层的热循环失效断口比较光滑,呈现出较明显的脆性断裂形貌;添加YAG的B2型涂层热循环失效断口比较粗糙,呈现出类韧窝形貌,B2型涂层在热循环试验中发生了一定程度的韧性断裂。

  • (3) YAG的添加,形成了以YSZ为基体,以YAG粒子为第二相的复合陶瓷涂层。与B0型涂层相比,B2型涂层的断裂韧性和热循环寿命分别提高了39.76%和43.68%。

  • (4) 热循环过程中不断增长的裂纹扩展驱动力和陶瓷材料的脆性属性是导致陶瓷涂层剥落失效的主要原因,YAG对B2型复合陶瓷涂层的弥散增韧作用,可以降低热循环过程中裂纹生长的驱动力,从而提高了B2型涂层的热循环寿命。

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  • 基本信息

    中图分类号: TG174
    文献标识码: A
    DOI: 10.11933/j.issn.1007-9289.20210827001

    基金信息

    天津市教委自然科学研究(2020KJ030)；
    中央高校基本科研业务费(3122020057) 资助项目；
    Supported by Natural Science Research Project of Tianjin Education Commission ( 2020KJ030)；
    Fundamental Research Funds for the Central Universities (3122020057).；

    引用信息

    稿件历史

    收稿日期: 2021-08-27

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