高温蠕变环境中的热障涂层失效行为

收稿日期:2004201212;修订日期:2004205206
基金项目:国家自然科学基金(50171003);航空科学基金(03H51025)资助项目
文章编号:100026893(2005)0120121204在高温蠕变环境中的热障涂层失效行为
高永栓,陈立强,宫声凯,徐惠彬
(北京航空航天大学材料科学与工程学院,北京　100083)
F ailure B ehavior of Thermal B arrier Coatings in Creep E nvironment
G AO Y ong 2shuan ,CHEN Li 2qiang ,G ON G Sheng 2kai ,XU Hui 2bin
(Department of Material Science and Engineering ,Beijing University of
Aeronautics and Astronautics ,Beijing 100083,China )
摘　要:对电子束物理气相沉积(EB 2PVD )制备的由NiCoCrAl Y 粘结层和YSZ (Yttria Stabilized Z irconia )陶瓷层组成的双层结构热障涂层,采用标准高温蠕变试验方法,研究了在高温、恒定外载荷作用下热障涂层中各层的形貌变化及裂纹的萌生、扩展,并探讨了涂层的失效过程和机理。

垂直于试样轴向的断面观察表明,涂层在外力作用下氧化200h 后层间裂纹非常明显,但几乎不发生在热氧化层(TG O )内,而是发生在陶瓷层与TG O 层、TG O 与粘结层之间,尤其发生在TG O 与陶瓷柱状晶之间的等轴晶处。

这种层间裂纹是在拉伸应力作用下,合金基体和粘结层发生径向收缩,而陶瓷层和TG O 层的应变容限无法满足径向收缩而产生的。

关键词:热障涂层;电子束物理气相沉积;高温蠕变;失效机制中图分类号:V261.93+3;TG 174 文献标识码:A
Abstract :High temperature creep testing is carried out to investigate the high temperature fatigue behavior of ce 2ramic thermal barrier coatings (TBCs )prepared by electron beam 2physical vapor deposition (EB 2PVD ).It has been observed that the cracks are mainly formed in the interface between TG O (Thermally Grown Oxidation )layer and the ceramic top coating ,instead of in the TG O layer just often observed during thermal cyclic testing without load 2ing.Such cracks can be considered to be caused by the creep of metallic substrate along loading direction and the shrink in diameter of sample.
K ey w ords :TBCs ;EB 2PVD ;TG O ;creep ;failure mechanism
热障涂层技术应用于发动机热端部件上,可
以提高涡轮发动机的进口温度TIT (Turbine Inlet Temperature ),延长热端部件的使用寿命。

研究表明,进口温度提高100℃时,发动机的功率可以提高20%,而且采用热障涂层可以减少将近4%的燃料损耗[1]。

目前常用的热障涂层为双层结构,即由沉积在高温合金基体上的NiCoCrAl Y 金属粘结层与YSZ (Yttria Stabilized Zirconia )陶瓷顶层组成。

热障涂层在热疲劳或高温氧化状态下会发生失效,一般而言,导致失效的原因主要有陶瓷涂层与基体之间热膨胀系数差产生的热应力[2]、粘结层氧化导致TG O (Thermally Grown Oxide )层增厚产生的应力、YSZ 陶瓷层的相变应力、YSZ 陶瓷层的烧结收缩应力以及熔盐沉积带来的热腐蚀破坏[3]。

然而,热障涂层的上述失效机制是在没有考虑外力的影响下得出的。

但在实际应用环境中,发动机工作叶片的高速转动将产
生较大的离心力,因此涂层的工作环境不仅仅是高温氧化腐蚀,而且有机械载荷。

有研究报道,在外力作用下金属涂层的抗高温氧化性能将发生显著的变化[4],另一方面,由于热障涂层的陶瓷层的应变容限远小于金属基体,外力对热障涂层的作用将比单一的金属涂层更为显著。

可以预见,在相同高温环境中、有无外载荷条件下的热障涂层的失效模式与失效机制将极为不同。

基于上述分析,并考虑到热障涂层是在外力环境下工作以及在航空发动机上的应用,本文对电子束物理气相沉积制备的双层结构热障涂层,采用高温蠕变试验方法,研究了在高温和外力因素交互影响条件下,热障涂层与基体的相互作用、涂层表面及其界面的变化、以及裂纹萌生扩展过程,并探讨了涂层的失效机理。

1　实验方法
实验选用定向凝固高温合金DZ125为基体材料,按国标加工成高温蠕变试样,有效尺寸为 5mm ×25mm 。

采用电子束物理气相沉积(EB 2
　第26卷　第1期航　空　学　报
Vol 126No 11　2005年 1月ACTA AERONAU TICA ET ASTRONAU TICA SIN ICA Jan.　2005
PVD )方法在DZ125蠕变试样上沉积厚约50μm 的Ni 220Co 222Cr 28Al 21Y 粘结层以及厚度约为150
μm 的8%Y 2O 3(质量分数)稳定的ZrO 2(YSZ )陶瓷层。

高温蠕变实验在微机控温蠕变持久试验机上进行。

按DZ125的试验标准,试验温度和施加应力分别为950℃和195MPa 。

试验在空气中进行,蠕变时间分别为50h ,100h ,200h ,记录延伸率2时间的蠕变曲线和总延伸率ε。

在试验前后用OL YMPUS 高低倍光学显微镜观察涂层表面的形貌及裂纹情况,采用扫描电子显微镜对蠕变试样沿径向的断面和沿轴向的剖面进行观察分析,研究在高温、恒定外载荷作用下热障涂层中各层的形貌变化及裂纹的萌生、扩展,并探讨涂层的失效过程和机理。

2　实验结果与分析
涂覆热障涂层的高温蠕变试样在蠕变时间为
50h ,100h 和200h 时的延伸率ε分别为011%,012%和016%,与未涂覆热障涂层的基体材料基本上一致,即涂层的存在并没有对基体材料的高温力学性能产生明显的影响。

比较沉积态试样和蠕变200h (延伸率016%)后试样形貌图(图1)可以看出,试样表面并没有发生明显的变化,涂层保持完整而没有发生失效。

图1　沉积态(上)和蠕变200h (下)的试样形貌
Fig 11　Specimen before and after creep test
图2分别是制备态、蠕变延伸率ε为011%,
012%,016%的涂层表面形貌。

从图中可以观察到随蠕变时间的增长,涂层表面微裂纹显著增多,并且裂纹长度也逐渐增长。

裂纹是沿着陶瓷层柱状晶的界面延伸扩展。

垂直于轴向的裂纹明显多于其他方向,这是由轴向拉伸应力所引起的。

试样沿轴向剖面的微观组织如图3所示。

陶瓷层中存在明显的垂直贯穿裂纹,这种裂纹不同于陶瓷层在制备过程中形成的微裂纹,
后者其实
图2　热障涂层表面形貌
Fig 12　Surface image of thermal barrier
coatings
图3　蠕变延伸率ε=016%的试样沿轴向的剖面微观组织
Fig 13　Cross 2sectional microstructures of thermal barrier coatings
along tensile direction with ε=016%
是一种增韧机制,使得陶瓷层具有较大的应变容限。

可以认为,这种垂直于拉伸应力方向的裂纹不会直接导致陶瓷层的开裂,只有当陶瓷层中的贯穿裂纹和各层间裂纹发生交互作用时才会使得涂层发生失效脱落,因此,热障涂层在蠕变200h (延伸率016%)后仍然可以保持表面完整而不发生宏观失效。

另一方面,在本试验时间条件下,如图3(b )所示,尽管上述的垂直裂纹基本上没有贯
221　
　航　空　学　报第26卷
穿到基体,但裂纹处的TG O 厚度明显大于其它无裂纹处。

这可能是由于陶瓷中的垂直裂纹引发TG O 层产生垂直的微裂纹,使该处的TG O 层失去抗高温氧化的防护能力,TG O 下部的粘结层进一步发生氧化形成具有保护性的氧化膜,因此导致在裂纹处的TG O 厚度增加。

高温蠕变条件下的这种裂纹萌生与氧化膜的增厚在某种程度上与无外力作用下的失效模式相似。

图4为无外力作用下经热循环至失效前的双层结构热障涂层断面照片。

在YSZ 陶瓷层内可观察到明显的垂直于涂层界面的裂纹。

多数的研究表明[5～7],由于陶瓷层内垂直裂纹的穿透性发展将引起TG O 层的局部开裂,从而失去保护作用,随着氧原子向内扩散,粘结层将继续氧化,造成局部区域氧化物的异常长大,从而在此区域形成应力集中,最终产生微裂纹。

显然,这种裂纹的进一步发展将导致涂层剥落失效。

图4　无外力作用下经过热循环后双层热障涂层断面照片　Fig 14　Cross 2sectional image of TBCs after cyclic testing with 2
out mechanical loading
图5为蠕变延伸率ε=016%的垂直于试样轴向的断面扫描电镜照片。

图5(a )为热障涂层中各层的微观组织形貌,如图所示,陶瓷层中几乎观察不到垂直于试样表面的贯穿裂纹,结合图2所示的垂直于拉伸方向的表面裂纹以及径向的受力状态,可以认为,涂层在氧化200h 、有外力作用下没有发生明显的失效,这与以往的研究结果一致。

然而与无外力作用时的状态不同,热障涂层的层间裂纹非常明显,而且裂纹几乎不发生在如图4所示的热氧化层TG O 内,而是在陶瓷层与TG O 层、TG O 与粘结层之间沉积时形成的等轴晶处存在明显的横向裂纹。

尤其是这种在TG O 与陶瓷柱状晶之间的等轴晶处产生横向裂纹的现象,是在无外力作用下涂层失效过程中几乎观察不到的。

这种裂纹是由于在拉伸应力的作用下,
具
(a )
热障涂层各层的微观组织形貌图
(b )TGO 层附近区域的微观组织形貌图
图5　蠕变延伸率ε=016%的垂直于轴向的断面微观组织
Fig 15　Sectional microstructures of thermal barrier coatings with
ε=016%
有较好高温塑性的合金基体和粘结层发生同步径向收缩,而陶瓷层和TG O 层的塑性较差,应变容
限无法满足此时的径向收缩,从而在层间产生裂纹。

图5(b )为TG O 局部区域的组织形貌图,如图所示,在TG O 与陶瓷层之间的等轴晶处可以明显的观察到萌生初期的微裂纹。

由于TG O 与陶瓷层之间的等轴晶是在电子束物理气相沉积过程中形成的,因此,控制沉积的初期工艺参数对提高热障涂层的抗高温蠕变能力是极为有效的。

此外,在TG O 和金属粘结层界面处还可以观察到明显的空洞。

其原因主要是界面处的金属不断向外迁移,而在界面处留下大量空位,部分空位会注入金属内部,其余空位会在界面处沉淀下来,进而形成空洞。

另一方面,金属的塑性变形比氧化层要容易的多,在有外在应力的作用下,靠近界面处的金属晶粒发生滑移,使该处的界面出现台阶,而TG O 层不能随之完全变形,结果在台阶处也会形
成空洞。

外在应力无疑将加速界面附近空洞的形成。

这些空洞的存在使得粘结层和TG O 层的结合强度降低。

从断面相貌可以看出,层间的裂纹
3
21　第1期高永栓等:在高温蠕变环境中的热障涂层失效行为
既沿着径向扩展,也会沿轴向纵深扩展,如果陶瓷层始终不发生开裂的话,涂层将会出现整体的分层现象。

微观组织图中也显示了陶瓷层内部靠近TG O 层界面处出现了明显的裂纹,并沿着TG O 界面方向扩展开来。

随着蠕变的进行,热障涂层中沿拉伸方向除产生如图3(b )所示的垂直裂纹、在陶瓷层开裂处的下部产生异常氧化之外,由于蠕变延伸率的不断增加,高温合金基体的变形增大,试样表面滑移带的产生,在表面形成台阶。

伴随高温合金基体表面台阶的产生,采用断面扫描电镜还明显观察到如图6所示的台阶状形貌以及TG O 与粘结层之间的微裂纹。

从图6中可以看出,尽管在高温合金基体表面产生了明显的台阶,并导致涂层在台阶处产生较大的垂直裂纹,但是,台阶处TG O 的厚度与其他部位TG O 的厚度相差很小。

这表明,热障涂层中的TG O 具有良好的高温蠕变性能,粘结层也具有良好的自修复功能。

换言之,为了提高热障涂层的抗高温蠕变性能,要求热障涂层的粘结层不仅具有良好的抗高温氧化性能,同时也必须具有优良的抗高温蠕变能力,以抵御这种由于滑移带形成台阶所产生的较大变形而导致的开裂。

图6　TGO 层附近的裂纹形貌
Fig 16　Microstructures of the cracks around the coatings of TG O
综合垂直于轴向的断面图和沿轴向的剖面图
中的裂纹形貌可以认为:在高温蠕变过程中,裂纹源既产生于等轴晶和柱状晶过渡区域,同时也会在TG O/金属粘结层的界面形成,但实验结果也
显示,在TG O/金属粘结层的界面处的裂纹扩展远小于在陶瓷层中的裂纹,如图6所示。

因此,导致热障涂层失效的主要原因是在外力作用下产生的陶瓷层中的裂纹在进一步的高温外力环境作用下,沿TG O 层轴向和垂直于轴向的方向(柱状晶晶界方向)扩展,贯穿涂层,最终导致陶瓷层的脱落失效。

4　结　论
在高温、恒外载荷作用下,热障涂层中裂纹主要形成于热氧化层与陶瓷层之间的等轴晶过渡区,并在外力的作用下扩展,最终将导致涂层发生失效。

因此提高与改善热氧化层与陶瓷柱状晶之间的陶瓷等轴晶区的力学性能至关重要。

参　考　文　献
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作者简介:
高永栓(1979-)　男,河北省元氏县人,北京航空航天大学材料学院硕士研究生。

电话:010*********;E 2mail :gaoysh2002@
(责任编辑:蔡　斐)
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　航　空　学　报第26卷。