氧化對熱障涂層微觀力學性能和界面微結構的影響.pdf

1、采用低壓/大氣等離子噴涂(LPPS/APS)、電子束物理氣相沉積(EB-PVD)和多弧離子鍍(AIP)方法在鎳基單晶高溫合金表面制備了NiCrAlY、NiCoCrAlY、NiCrAlYSiB三種MCrAlY涂層和8wt.％氧化釔部分穩(wěn)定氧化鋯(8YSZ)+NiCrAlY、8YSZ+NiCoCrAlY、20wt.％氧化鎂穩(wěn)定氧化鋯(20MSZ)+NiCrAlY三種熱障涂層(ThermalBarrierCoatings，TBCs)。借助納米

2、壓痕測試技術，研究了涂層微觀力學性能隨氧化溫度變化規(guī)律。以透射電子顯微術(TEM)為主要研究方法，結合X-射線衍射(XRD)、掃描電子顯微術(SEM)和電子能量散射譜(EDS)等分析手段，研究了1100℃氧化過程中涂層界面微結構演化規(guī)律及其涂層失效機制。
　　在NiCrAlY涂層中加入Co元素，可提高沉積態(tài)涂層的硬度并降低其彈性模量，在氧化初期，可同時提高涂層的彈性模量和硬度及其穩(wěn)定性;加入Si和B元素，可降低沉積態(tài)涂層的彈性模量

3、和硬度，但在氧化過程中可穩(wěn)定涂層的彈性模量和提高涂層的硬度。在沉積狀態(tài)，因為物相組成、涂層密度和穩(wěn)定性的不同，20MSZ熱障涂層的平均彈性模量和平均硬度都比APS8YSZ熱障涂層的值小;由于存在擇優(yōu)取向織構和多孔隙，沉積態(tài)EB-PVD8YSZ涂層的彈性模量和硬度都比APS8YSZ的值小，但是隨著在氧化初期被燒結，其彈性模量和硬度都得到了提高，比APS8YSZ涂層的值大。
　　由于涂層與基體間存在元素互擴散和選擇性內(nèi)氧化，導致NiC

4、rAlY涂層經(jīng)過1100℃恒溫氧化后，涂層與基體之間首先生成了兩層主要由Cr2O3和α-Al2O3組成的致密熱生長氧化物(TGO)，Cr2O3層靠近涂層分布，α-Al2O3層靠近基體分布。隨著氧化時間延長，因為γ'-Ni3Al的分解，基體內(nèi)靠近界面區(qū)域析出了γ-Al。隨著內(nèi)氮化和內(nèi)氧化的持續(xù)，基體內(nèi)靠近界面區(qū)域進一步生成hcp-AlN和fcc-TiN，期間由于競爭關系，hcp-AlN發(fā)生置換反應生成α-Al2O3。隨著恒溫氧化的繼續(xù)，T

5、GO層不斷增厚且成分中增加了Ni(Al，Cr)2O4、NiO和Y3Al5O12，最終，巨大的熱應力集中使涂層在歷經(jīng)1000小時氧化后沿著界面剝離而失效。
　　1100℃恒溫氧化初期，APS8YSZ+LPPSNiCrAlY熱障涂層的陶瓷層與粘結層、粘結層與基體之間先后生長了分層的TGO膜，對于前者而言，粘附陶瓷層的TGO薄層由α-Al2O3、Cr2O3、NiO和Ni(Al，Cr)2O4混合組成，靠近粘結層的TGO薄層主要由致密的α-

6、Al2O3和/或Cr2O3組成;對于后者而言，緊挨粘結層的TGO薄層由α-Al2O3、Cr2O3和Ni(Al，Cr)2O4混合組成，而貼近基體的TGO薄層主要由致密的α-Al2O3和/或Cr2O3組成。因為基體的強化相γ'分解，而氧分壓過低不能氧化分解產(chǎn)物[Al]和[Ti]，使得γ-Al和β-Ti在基體內(nèi)靠近界面區(qū)域析出。隨著氧化時間延長，粘結層中的富鋁相Al2Y和β-NiAl逐漸消失，涂層逐漸退化，加上TGO層的不斷增厚、孔隙率提高、

7、成分復雜化以及陶瓷層的相變等因素，導致界面區(qū)域產(chǎn)生熱應力集中并進而產(chǎn)生微裂紋，由微裂紋的深入擴展和連接，致使粘結層與基體間TGO產(chǎn)生大裂縫，導致熱障涂層于3000小時氧化后最終整體失效。
　　MCrAlY涂層和熱障涂層的1100℃恒溫氧化動力學曲線都基本遵循拋物線氧化規(guī)律。氧化初期MCrAlY涂層的平均拋物線氧化常數(shù)Kp值約為2.3×10-11g2cm-4s-1，熱障涂層的Kp約為1.8×10-11g2cm-4s-1;穩(wěn)定氧化階段