热障涂层涂覆于航空发动机和燃气轮机高温部件表面，具有防止高温腐蚀、延长热端部件使用寿命、提高发动机功率和减少燃油消耗等优点[1]。通常典型的热障涂层包括表面陶瓷层（TC： top coat）和金属粘结层（BC： bond coat）。在服役过程中，粘结层会发生氧化，在粘结层和陶瓷层界面形成厚度为1~10 μm的热生长氧化物（TGO： thermally grown oxide）[2-4]。TGO的形成是一个体积膨胀过程，界面会限制这种体积变化，因而在TGO内部会随之产生应力[5,6]。而且，陶瓷层与金属基底的热膨胀系数相差较大，在热循环过程中会在热载荷的作用下产生较大的热应力，从而在界面缺陷处引起应力集中，促进裂纹的萌生与扩展[7,8]。此外，服役温度超过1250℃，陶瓷层会发生严重烧结，导致其热导率和弹性模量升高，隔热性能下降； 同时在冷却过程中，陶瓷层会发生相变，由平衡四方相（t）转变为单斜相（m），并伴随3%~5%体积膨胀[9,10]。这些都促使裂纹萌生和扩展，造成涂层剥落失效。

服役过程中，涡轮叶片不仅受到较大的交变载荷，而且在叶片表面和内部分别受到高温高压燃气的冲击和冷却气体的作用，这样涡轮叶片就遭受载荷和温度同时变化带来的热机械疲劳损伤[11-13]。此外，为了增强发动机冷却效果，提高发动机效率，先进的航空发动机和燃气轮机热端涡轮叶片多为薄壁多孔结构[14]。涂覆热障涂层后，在内部冷却气体作用下，空心薄壁样品经历的温度梯度要远大于实心样品，此类涂覆热障涂层的空心样品的热机械疲劳行为称为热梯度机械疲劳行为（Thermal gradient mechanical fatigue,简称为TGMF）。近年来，人们对高温合金基体的热机械疲劳行为已有所研究，发现试样尺寸、应变幅、温度范围及上下限温度、相位角、升温速率、高温保载时间和环境等都会影响其热机械疲劳行为[15-20]。对于涂覆热障涂层的空心构件，冷却过程中内侧金属基体比外侧金属收缩严重，从而产生一径向应力[21,22]。Zhou等[23]通过理论分析发现若空心样品的曲率半径不同，温度梯度的差异不仅会改变热应力的大小，还会改变热应力的性质。随曲率半径的增大，陶瓷层/粘结层界面由压缩切向应力转变为拉伸切向应力，从而影响裂纹萌生及扩展行为。而Ta等[24]发现温度梯度的存在促进了粘结层中的Al元素向金属基体扩散，即加速粘结层中的Al贫化，从而降低热障涂层寿命。此外，实验过程中，采用的常规感应加热设备只会对内部金属层加热，使得内部金属层温度高于外部陶瓷层温度，这不符合热障涂层构件实际工作状态下的温度分布。实际发动机启动阶段温度从520℃升到1090℃只需要几秒钟的时间，而且降温也相当迅速，这些都对涂覆热障涂层的热梯度机械疲劳试验设备提出了更高的要求，同时也制约了这方面的研究。由于热梯度机械疲劳是试验室中最接近涡轮叶片服役状态的模拟试验，因而这方面的研究对于理解涂覆热障涂层的叶片损伤机理具有重要意义。

本文以MGA1400定向柱晶高温合金为基体，采用超音速火焰喷涂工艺沉积粘结层、大气等离子喷涂工艺沉积陶瓷层，采用改进的热机械疲劳试验设备，研究涂覆热障涂层的空心样品的热梯度机械疲劳行为以及应变幅、预氧化及高温保载时间对性能的影响。

1 实验方法

本文以一种镍基定向柱晶高温合金MGA1400为基体，其具体成分（质量分数）如表1所示。将热处理后的棒材加工成标距段直径6 mm、长度25 mm、壁厚1.5 mm的空心热梯度机械疲劳试样（图1a），并对试样进行机械抛光以消除机加工带来的表面缺陷。喷涂前，对样品进行喷砂处理，经丙酮和去离子水超声清洗待用。

试验中在样品标距段及圆弧连接段喷涂热障涂层（图1b）。采用的粘结层及陶瓷层材料均为北京廊桥表面技术公司生产，牌号分别为LF213和LF441。粘结层主要成分为CoNiCrAlY,粉末粒度为15~45 μm,采用超音速火焰喷涂（HVOF,设备型号： Praxair TAFA JP5000）沉积粘结层。陶瓷层化学组成为ZrO2+8%Y2O3,粉末粒度为15~200 μm,采用大气等离子喷涂（APS,设备型号： METCO 7M）方法制备陶瓷层。粘结层及陶瓷层具体喷涂工艺参数如表2所示。

热梯度机械疲劳试验是在计算机辅助控制的MTS810液压伺服疲劳试验机上进行的（图2a）。为了更好地模拟燃气轮机叶片实际工作状态的温度梯度，试验中采用聚光灯加热炉加热，使得表面陶瓷层温度高于心部金属层温度[21]。冷却方式为压缩冷却空气吹向试样心部，并配合水冷液压夹头通过热传导降温。应变控制通过轴向高温陶瓷引伸计来实现，热电偶布置如图2b所示。试验过程中采用反相位（OP,最高机械应变对应最低温度）波形，机械应变幅大小分别为-0.45%、 -0.30%,试验温度范围为300~1000℃，如表3、图3所示。其中，样品1经历300~1000℃，机械应变幅大小为-0.45%的热机械疲劳加载。为了研究高温保载的影响，在样品1基础上，样品2在最高温度保载5 min。为了研究TGO层对热障涂层界面性能的影响，样品3在样品2的基础上，在试验前经过1000℃预氧化100 h来获得与制备态不同的TGO层厚度，比较预氧化和制备态的热障涂层的热梯度机械疲劳性能。此外，将样品3的机械应变幅降低至-0.30%,以研究应变幅对其热梯度机械疲劳寿命的影响，并命名为样品4。试验中观察到样品表面热障涂层发生开裂时，测试终止。每种实验条件下，热梯度机械疲劳寿命取三个样品试验结果的平均值。试验后观察热障涂层形貌，以确定试样疲劳裂纹的萌生和扩展机制。

图1 TGMF试样示意图（a）及涂覆热障涂层的试样（b）

图2 热梯度机械疲劳试验机（a）及热电偶及应变计连接方式（b）

图3 热梯度机械疲劳试验加载曲线

2 实验结果

2.1 制备态热障涂层的组织形貌

制备的热障涂层SEM形貌观察，如图4所示。由图4a的断面形貌照片可以看出，热障涂层的厚度比较均匀，其中粘结层厚度大约为60~100 μm,陶瓷层厚度大约为250~350 μm,两者之间存在一层厚度约5 μm的TGO。将高温合金基体/粘结层界面放大，可以看出界面处结合良好，未发现明显的孔洞或裂纹（图4b）。粘结层内部组织致密，无明显孔洞，组织中分布着一些河流状条纹，这是喷涂过程中处于半熔状态的粒子，在与金属基体或底面涂层高速碰撞后形成的喷涂粒子的界面（图4c），偶尔发现球形“未熔”粘结层颗粒存在（图4d）。此外，粘结层/陶瓷层界面清晰，结合紧密无气孔（图4d）。而陶瓷层存在较明显的空洞和气孔及微裂纹（图4e）。

图4 制备态热障涂层的组织形貌： （a）整体形貌， （b）基体/粘结层界面， （c）粘结层形貌， （d）粘结层/陶瓷层界面， （e）陶瓷层形貌

2.2 热梯度机械疲劳寿命

空心高温合金样品上涂覆的热障涂层在热梯度机械疲劳载荷下经过一定循环后发生开裂及剥落。不同条件下样品的热梯度机械疲劳寿命如图5所示。可以看出，高温保载时间、预氧化及机械应变幅对热障涂层寿命具有重要影响。未经预氧化处理，加载过程中没有高温保载阶段的样品1寿命最长。在样品1基础上施加高温保载会严重降低样品的热障涂层寿命（样品2）。在样品2基础上，热梯度机械疲劳试验前在1000℃预氧化100 h时样品表面热障涂层的寿命最短（样品3）。将样品3的应变幅由Δε=-0.45%降低至Δε=-0.30%（样品4），样品热障涂层寿命有了大幅度提高，经过692循环后涂层才发生开裂剥落。

图5 热障涂层材料体系的热梯度机械疲劳寿命

2.3 循环应力响应

图6是热障涂层材料体系第一周和稳态（N=0.5Nf） 时典型滞后回线的比较。可以看出所有样品均表现为拉伸平均应力，这是因为热机械疲劳试验过程中温度不断变化，材料的弹性模量也随温度发生变化，反相位试验条件下低温时最大拉伸应力的绝对值高于高温时最大压缩应力的绝对值，因此产生拉伸平均应力。样品1稳态的滞后回线较第一周发生了明显的向上偏移，相比而言，样品2,3,4滞后回线偏移现象不明显。另外，所有样品在第一循环时已经发生了塑性变形。样品1塑性应变范围（滞后回线所截横轴的宽度）最小，为0.07%左右，而试验过程中施加高温保载后，样品的塑性应变范围几乎相同，都在0.2%左右（样品2~4）。

图6 热梯度机械疲劳试验第一周和稳态滞后回线的比较

2.4 服役后的涂层组织观察

热梯度机械疲劳试验后对四组样品的组织进行了观察，发现试验后四组样品的组织很相似，以应变幅为-0.30%的样品4为例，如图7所示。可以观察到粘结层与金属基体形成整体，陶瓷层与粘结层界面已出现较大的分层，在陶瓷层内也出现了很多贯穿裂纹，而且样品内腔高温合金基体已发生明显氧化 （图7a,b）。分层裂纹主要在TGO层偏下的粘结层中扩展，在扩展过程中与陶瓷层中的贯穿裂纹连接时，会导致陶瓷层开裂甚至剥落（图7c）。观察样品内腔氧化层与基体界面，发现在界面已生成微裂纹并向基体扩展（图7d）。

图7 热梯度机械疲劳试验后样品4的横截面形貌

3 讨论

由于热障涂层具有隔热效果，陶瓷层与金属基体间存在温度差。当表面陶瓷层保持在1000℃时，测得靠近陶瓷层的金属基体的温度为900℃左右，即陶瓷层与金属基体的温差可达100℃。由于TGO层很薄（只有几个微米），所以忽略TGO层内的温度梯度，将其视为均匀的900℃。由于粘结层及基体都是金属材料，可以忽略其热导率差异，根据温度随厚度的线性变化（粘结层厚100 μm,基体厚1500 μm），可得粘结层/基体界面温度为897℃，基体内侧温度为850℃。假设热障涂层中每层材料和基体承受同样的外加机械应变，同时不考虑涂层界面结合力的影响。在热机械疲劳过程中，试样受到了外加的机械载荷，同时由于每层材料热膨胀系数及弹性模量的不同，试样还承受由温度变化带来的热失配载荷。

Chen等[25]及Wright等[26]指出，试样寿命的长短和涂层是否剥落，与试样实际承受的应力密切相关，而热障涂层所受的径向应力往往被认为是决定涂层开裂和剥落的主要因素。由于本文试验进行到涂层剥落为止，所以着重考虑热障涂层所受的径向应力。总的径向应力 Δσtotal 为外加机械应力 Δσmech 与热不匹配应力 Δσth 之和：

式中，υ为泊松比； E为弹性模量； Δεmech 为试验中的机械应变幅。径向机械应变应为轴向机械应变的分量，即轴向应变乘以泊松比。

Chen等[25]及Wright等[26]定量计算出试样承受的应力，讨论了相位、应变幅与寿命关系和涂层失效机制。但是他们的模型存在以下两个缺点： （1）将涂层视为一个整体，而未考虑涂层的结构。由于涂层中陶瓷层、TGO层及粘结层的性能存在很大差异，所以将其视为一个整体会存在很大误差； （2）只考虑了涂层与基体热膨胀系数的差异，而忽略了各层材料弹性模量的差异，而热不匹配应力的产生不仅与连接材料的热膨胀系数差异有关，而且与二者的弹性模量差也相关。

当热膨胀系数、弹性模量各不同的两层异种材料连接在一起时，温度变化过程中产生的热失配应力[27]为

式中， αi 、 αj 分别为材料i、j的热膨胀系数； Ei、Ej分别为材料i、j的弹性模量； ΔT 为温度差。

因此，为了更准确地理解热障涂层材料体系的热机械疲劳损伤过程，详细计算了粘结层、TGO层及陶瓷层受到的总径向应力，分别为：

由于陶瓷层、TGO层、粘结层及金属基体四层的热膨胀系数不同，且满足 αBase > αBC > αTC > αTGO ,在升温及降温过程中每层受到的应力不同。在反相位加载过程中，升温时，在粘结层/基体金属界面，金属基体受压缩热不匹配应力，粘结层受拉伸热不匹配应力； 在粘结层/TGO界面，粘结层受压缩热不匹配应力，TGO层受拉伸热不匹配应力； 在TGO/陶瓷层界面，陶瓷层受压缩热不匹配应力，TGO层受拉伸热不匹配应力。在降温过程中，情况正好相反。

根据文献中各层材料的热膨胀系数、弹性模量和泊松比参数[28,29],得到每层受到的径向应力如表4所示。可以看出TGO层所受径向应力最大，TGO层破裂而萌生裂纹，裂纹沿应力较大的粘结层/TGO层扩展而形成分层裂纹，分层裂纹与陶瓷层内的贯穿裂纹连接导致大面积的陶瓷层剥落，从而导致TBC层失效。

材料的疲劳寿命预测是工程应用比较关心的问题，很多研究都提出了相关模型。其中，对于低周疲劳，最经典的模型是Manson-Coffin寿命预测模型[30]。Manson-Coffin方程是等温低周疲劳寿命计算的基础模型之一，它实现了低周疲劳寿命从定性研究发展到定量研究的突破。其表达式如下所示：

式中， Δεt , Nf 为总应变范围与相应地破坏寿命； b,c, σ'f , ε'f 为待定常数。

由于Manson-Coffin寿命预测模型中既考虑了弹性变形，又考虑了塑性变形。而本文热梯度机械疲劳试验中热障涂层剥落时试验终止，此时金属基体尚未发生明显的塑性变形。此外，Manson-Coffin模型中未考虑氧化对寿命的影响，而试验过程中，粘结层氧化生成的TGO层及其破碎是热障涂层失效的一个重要因素。

Chan等[31]考虑到粘结层的氧化，陶瓷层的烧结，涂层厚度，基体的曲率等因素的影响，指出等温氧化及循环氧化过程中热障涂层的寿命满足：

式中， ΔσTBC 为热障涂层所受的应力幅； σ*TBC（t） 为疲劳强度系数； δ 为TGO厚度； δ* 为引起热障涂层开裂的临界TGO厚度； b,c为待定常数。

由于 σ*TBC（t） 、 δ 均与氧化时间有关，可将公式（7）右边简化为一个氧化时间的函数，修正为以下模式：

式中，f（t）是关于氧化时间的一个函数，在本文中，f（t）考虑了预氧化及试验中高温保载时间对氧化的影响。

将数据进行拟合，得到涂覆热障涂层构件的热梯度机械疲劳失效寿命满足关系式（9）

4 结论

（1） 在相同相角度下，随着应变幅的增加，涂覆TBC的空心高温合金样品的热梯度机械疲劳寿命降低。随着预氧化及高温保载时间的增长，样品的氧化损伤逐渐增大，热梯度机械疲劳寿命也不断降低。

（2） 粘结层氧化形成TGO层，TGO层破裂而萌生裂纹，裂纹沿粘结层/TGO层界面扩展而形成成分层裂纹，分层裂纹与陶瓷层内的贯穿裂纹连接导致大面积的陶瓷层剥落，从而导致TBC层失效。

（3） 考虑到涂层内最大应力及氧化损伤，建立了一个带热障涂层构件的热机械疲劳寿命预测模型：