在模拟的航空发动机侵蚀环境中，EB-PVD热障涂层的失效机理 杨文辉、 穆仁德、 何立民、 李帅、 蔡黄月、 刘德林

《Coatings》：Failure Mechanisms of EB-PVD Thermal Barrier Coating in Simulated Aero-Engine Erosion Environment Wenhui Yang, Rende Mu, Limin He, Shuai Li, Huangyue Cai and Delin Liu

　　**摘要**
为了模拟热障涂层（TBCs）在飞机发动机实际使用条件下的侵蚀损伤行为，本研究开发了一种多因素耦合试验装置，能够模拟高温（1150 °C）、高速度（0.4马赫）和固体颗粒侵蚀条件下的复合载荷。采用电子束物理气相沉积（EB-PVD）技术制备了氧化钇稳定的氧化锆（YSZ）TBCs。针对不同的侵蚀时间（2小时、5小时、8小时、12小时），系统研究了宏观和微观形态的变化以及热生长氧化物（TGO）层中残余应力的发展情况。结果表明，YSZ涂层的侵蚀过程可分为三个阶段：
1. **高侵蚀率阶段**（8.17 g/kg）：侵蚀损伤主要集中在柱状晶体的晶粒尖端，主要由晶粒尖端的脆性断裂引起，此时TGO应力相对较低（?0.6 GPa）；
2. **中间阶段**：侵蚀率降低（2.74 g/kg）：冲击应力在柱状晶粒内部产生微裂纹，这些微裂纹逐渐连成晶间裂纹，导致局部剥落坑的扩展，界面开始出现皱纹，应力上升至?2.2 GPa；
3. **加速失效阶段**（5.88 g/kg）：水平裂纹完全扩展，导致涂层大规模剥落，应力降至?0.9 GPa。涂层失效机制从表面损伤发展为界面剥落，这与涂层结构、应力变化和界面状态密切相关。

**1. 引言**
随着航空发动机向更高效率和推重比的迈进，其工作温度持续升高，接近先进超合金材料的极限[1,2]。作为耐热功能涂层的TBCs被广泛应用于飞机涡轮叶片表面，能够降低基体合金的表面温度，从而提高叶片的工作温度并显著提升发动机效率和使用寿命[3,4,5,6]。TBCs通常由多层结构组成，包括金属粘结层（BC）和陶瓷顶层（TC）。粘结层起到过渡作用；在高温下，其表面会形成致密的热生长氧化物（TGO）层，阻止进一步氧化。陶瓷顶层直接接触环境，提供热绝缘并保护基体合金[7,8,9,10]。然而，TBCs在长期使用后不可避免地会发生失效。研究表明，TBCs的失效主要发生在以下三种工况下[11,12,13,14,15]：（1）高温氧化；（2）侵蚀损伤；（3）CMAS（钙-镁-铝-硅酸盐）腐蚀。在这些临界条件下，侵蚀损伤是指空气或气体中的固体颗粒在严苛条件下撞击热障涂层所造成的侵蚀和损伤。侵蚀损伤是导致TBCs失效的主要因素之一。许多研究者[16,17,18,19,20,21,22,23,24,25]对TBCs的侵蚀损伤进行了广泛研究。Nicholls等人[26,27,28,29,30,31,32]研究了EB-PVD YSZ TBCs和掺杂YSZ TBCs的颗粒侵蚀行为，发现侵蚀失效模式不仅受颗粒特性（粒径、密度）、温度、速度和冲击角度的影响，还与涂层本身的固有属性（如断裂韧性和弹性模量）有关，并提出了几种潜在的失效机制。尽管针对TBCs的颗粒侵蚀进行了大量研究，但由于侵蚀测试设备的技术限制，模拟试验环境与实际发动机工况存在显著差异[33,34,35]：
- 无法实现超过1100 °C的气体温度及TBCs间的较大温度梯度；
- 无法实现更高的气体速度，从而无法评估涂层的抗气体冲击或抗侵蚀能力；
- 由于火焰中心热量集中且有效评估区域极小，难以实现均匀加热；
- 测试手段为单因素测试，而实际的发动机工况涉及热、机械和化学等多因素耦合。
近年来，随着对航空发动机使用条件的理解不断加深，开发能够模拟多场耦合环境的实验系统已成为研究重点[36]。Beake等人[36]使用纳米/微冲击测试模拟颗粒侵蚀过程，研究了涂层的关键损伤机制和性能差异，并证明了该方法作为快速筛选工具的可行性。Chen等人[17]开发了高温高速旋转装置来模拟航空发动机使用环境，并提出了TBCs在高速旋转条件下的失效机制。Liu等人[33]利用多因素耦合实验系统研究了YSZ TBCs在接近实际使用条件下的热冲击失效行为。Wang等人[37,38]研究了新型La2(Zr0.7Ce0.3)2O7（LZC）涂层及LZC/YSZ双层TBCs在室温和高温下的气体流条件下的侵蚀行为，揭示了涂层成分和层状结构对侵蚀抗性的影响。

尽管这些研究为TBCs在模拟使用条件下的侵蚀失效机制和性能优化提供了宝贵见解，但仍存在一些局限性。大多数研究未能同时考虑高温、热循环和固体颗粒侵蚀的多场耦合效应，导致结果与实际工况存在偏差。目前，对工程应用中最广泛的EB-PVD YSZ涂层在模拟使用条件下的侵蚀损伤演变进行系统性研究仍较为缺乏。在真实航空发动机环境中准确模拟多场耦合条件（高温、热循环和颗粒侵蚀）仍具有挑战性，因此尚未完全理解YSZ TBCs在这种现实条件下的侵蚀行为、损伤演变和失效机制。因此，进一步深入研究这一领域具有重要的理论和工程意义。

**2. 材料与方法**
为了明确实验流程，图2展示了研究方法的流程图。

**2.1. 涂层制备**
TBCs的基底选用单晶超合金DD6（尺寸为10.0 mm × 20.0 mm × 1.0 mm），粘结层材料采用NiCoCrAlYHf。选择DD6作为基底材料是因为其在飞机发动机涡轮叶片中的广泛应用以及优异的高温强度和抗蠕变性能。NiCoCrAlYHf被选为粘结层材料，因为它具有出色的高温抗氧化性能，并广泛用作TBCs的粘结层。此外，DD6、NiCoCrAlYHf和YSZ具有良好的热兼容性，这三者的热膨胀系数（CTE）相近，有助于减少高温服役期间的热失配应力并延长涂层使用寿命。本研究选取的材料体系是可靠的。DD6单晶基底由北京航空材料研究院（AECC，中国北京）提供，晶体取向为<001>，并经过标准溶液处理和时效热处理。粘结层材料由中央钢铁研究院（北京，中国）提供。

试样尺寸的选择主要基于与设备的兼容性以及覆盖整个测试区域的要求。选定的尺寸确保试样完全位于喷嘴的有效工作区域内，从而保证试样表面温度、气体流速和颗粒侵蚀条件的均匀性，减少边缘效应对实验结果的影响。1 mm的试样厚度在高温高速气体流条件下具有足够的机械稳定性，防止变形。

DD6和NiCoCrAlYHf涂层的化学成分见表1。NiCoCrAlYHf粘结层采用电弧离子沉积（AIP-PVD，A-1000，BIAM，中国北京）技术制备。沉积前，真空室被抽至低于5 × 10^-3 Pa的真空度，电弧功率设定为80–100 A，施加?50至?100 V的偏压以增强界面 bonding强度。沉积过程中，基底温度维持在400–500 °C，靶材与基底之间的距离约为200 mm，沉积速率为0.3–0.5 μm/min，沉积时间为100 min。随后样品在900 ± 10 °C的真空环境中退火3 h以促进扩散并提高 bonding强度。YSZ顶层采用电子束物理气相沉积（EB-PVD，UE-207 S，ICEBT，乌克兰基辅）技术制备，沉积过程中基底温度控制在900–1000 °C以形成柱状晶体结构，电子束功率保持在20–30 kW范围内，基底旋转速度为10–20 rpm，沉积速率为4–5 μm/min，沉积时间为25 min。

**2.2. 固体颗粒侵蚀测试**
固体颗粒侵蚀测试使用图1所示的多因素耦合装置（MK Technology GmbH，BTR-MK，德国格拉夫沙赫特）进行。该装置旨在模拟服役条件下高温高速度气体流环境中固体颗粒的冲击、切割和材料损失过程。与传统设备相比，该装置能同时施加高温气体流、动态热循环和侵蚀颗粒，使颗粒侵蚀行为更接近实际工况，适用于本研究的实验需求。

根据该装置的设计原理和操作参数，气体温度与喷射速度之间存在关联。主要侵蚀参数见表2。测试在1150 °C/0.4马赫条件下进行，侵蚀颗粒以0.2 g/min的速率喷射到涂层表面，选用直径约125 μm的Al2O3颗粒（Imerys Sisa Taishan Abrasives Co., Ltd., Zibo, China），以90°角度撞击涂层。为研究损伤演变，在多个侵蚀时间点（2小时、5小时、8小时、12小时）进行了一系列测试。每次测试后对试样进行表征和分析，以系统跟踪从初始损伤到最终失效的过程。

**3. 结论**
为确保实验结果的可靠性和重复性，侵蚀测试在相同条件下重复进行了三次。本文所述的侵蚀速率和残余应力结果为三次独立实验的平均值。侵蚀速率的计算基于公式（1）[23]，该方法广泛用于评估涂层材料因侵蚀而损失的速率，是评估TBCs退化程度的可靠方法。所有样品的质量在侵蚀测试前后都使用分析天平进行了测量。2.3. 表征使用白光扫描干涉仪（CONTOUR X-200，Bruker，美国马萨诸塞州比勒里卡）对表面地形进行了表征。使用扫描电子显微镜（ZEISS Sigma300，德国奥伯科亨的Carl Zeiss AG公司）进行了微观结构分析。在不同侵蚀时间点，使用共聚焦微拉曼光谱仪（Renishaw inVia，英国沃顿-安德-埃奇）在光致发光压电光谱（PLPS）模式下对TGO进行了无损定量残余应力测量。3. 结果 3.1. 涂层的宏观表面形态图3显示了热障涂层样品在12小时侵蚀测试期间的宏观形态演变。如图3所示，采用EB-PVD方法沉积的热障涂层具有完整的表面，没有明显的缺陷。经过8小时的侵蚀测试后，涂层在侵蚀区域的中心部分开始出现剥落。到10小时侵蚀时，形成了许多点状侵蚀坑，这些坑的数量逐渐增加。随着这些坑的合并，下面的黑色粘结层逐渐暴露出来。经过12小时的侵蚀后，涂层在样品表面上发生了大面积的剥落，受损区域的直径约为1.5毫米，导致涂层失效。图3. 侵蚀过程中热障涂层的表面形态：(a) 沉积后；(b) 2小时；(c) 4小时；(d) 6小时；(e) 8小时；(f) 10小时；(g) 12小时。红色虚线圆圈表示涂层表面上的局部侵蚀损伤区域。如图4所示，使用WLSI对侵蚀后的YSZ热障涂层的表面形态进行了表征。经过不同时间的侵蚀后，观察到YSZ涂层表面出现了大小和深度不同的坑。2小时侵蚀后，涂层表面出现了离散的坑，这表明高速颗粒对涂层表面造成了显著的冲击损伤，导致YSZ涂层因微切割而损失。5小时侵蚀后，侵蚀坑的直径比2小时时增大，表面损伤加剧。早期形成的微坑扩大并相互连接，形成了更大更深的侵蚀坑。在侵蚀区域内出现了一个直径约为145微米的明显坑。随着侵蚀时间的延长到8小时，大直径坑的数量增加。12小时侵蚀后，涂层表面出现了广泛的连续深层分层，暴露了粘结层或合金基底。此时，涂层的结构完整性被破坏，其保护功能也丧失了。图4. 不同侵蚀时间下YSZ热障涂层的表面形态：(a) 2小时；(b) 5小时；(c) 8小时；(d) 12小时。图5显示了样品在不同侵蚀周期（0至12小时）内的体积损失变化。2小时、5小时、8小时和12小时的体积损失分别为0.477毫米3、0.561毫米3、0.803毫米3和1.860毫米3。可以观察到，YSZ涂层在侵蚀过程中的体积损失表现出明显的阶段性特征，并可以分为三个典型阶段。在第一阶段（0-2小时），YSZ涂层经历快速的体积损失。这种快速的物质损失主要是由于涂层表面的“花椰菜状”结构被迅速去除所致。这些区域结构松散，粘结强度低，容易在高速颗粒冲击下发生脆性断裂和剥落，从而导致快速的体积损失。在第二阶段（2-8小时），随着表面“花椰菜状”结构的逐渐去除，更密集的柱状晶体基体暴露出来，提高了涂层的整体抗侵蚀能力。此外，在持续颗粒冲击下，表面发生一定程度的压实和局部致密化，有助于分散冲击能量，从而抑制进一步的材料剥落。在第三阶段（8-12小时），涂层再次快速失去体积。此时，由于涂层显著变薄，冲击载荷更容易传递到界面，导致严重的界面损伤。随着微裂纹的继续扩展和相互连接，界面粘结强度显著下降，最终导致大规模的剥落，暴露了粘结层或合金基底。图5. 不同侵蚀周期后侵蚀损伤区内体积损失的变化。涂层在侵蚀过程中的宏观形态演变显示从局部损伤到大规模剥落的显著转变。先前的研究[22,37,39]表明，侵蚀通常首先作用于表面，然后逐渐向内部扩展。本研究的结果与这一趋势一致。然而，在本研究的长时间侵蚀条件下，较早且更严重的剥落现象发生了。这种差异主要源于多因素耦合环境的影响，这加速了损伤的累积和传播，表明多场耦合侵蚀环境对热障涂层的寿命有决定性影响。3.2. 涂层的微观表面形貌 3.2.1. 沉积后的表面微观结构图6a-c显示了不同放大倍数下的沉积YSZ热障涂层的表面形态。涂层表面呈现出典型的“花椰菜状”形态，柱状晶体的顶部形成了金字塔状结构；这是EB-PVD热障涂层的典型微观结构特征。研究表明，在EB-PVD过程中，原子倾向于沿着柱状的倾斜方向生长，而不是严格垂直生长。这种倾斜和发散的生长模式导致了“花椰菜状”结构。由于内部孔隙和结构的分散，这种“花椰菜状”结构表现出低粘结强度和脆性。在高速气体流和颗粒的侵蚀下，这种脆性的“花椰菜状”结构容易从顶部断裂和剥落，从而在涂层表面形成坑。图6. 不同放大倍数下的沉积YSZ热障涂层的表面形态。(a) 100倍下的整体形态；(b) 1000倍下的“花椰菜状”表面形态；(c) 6000倍下的柱状晶体金字塔状顶部。3.2.2. 侵蚀过程中的微观表面形貌图7显示了2小时侵蚀测试后YSZ涂层侵蚀中心的表面形态。2小时侵蚀后，EB-PVD热障涂层的表面形态与其沉积后的状态相比发生了显著变化，涂层结构中已经出现了初始损伤。“花椰菜状”结构不再可见。相反，观察到顶层 coating 的大面积压实，以及裂纹的形成，伴随着显著的陶瓷碎片化和断裂。表面划痕明显可见。侵蚀颗粒像刀刃一样切割表面材料，形成了许多延长的表面剥落痕迹。侵蚀后的能量分散光谱（EDS）结果显示出Zr、O和Y元素的光谱峰，表明侵蚀损伤尚未扩展到粘结层。图7. 2小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态和EDS光谱：(a) 低倍率；(b) 高倍率；(c) 表面的EDS光谱。图8显示了5小时侵蚀后样品表面的SEM观察和EDS元素分析。由于颗粒侵蚀，顶层涂层上的“花椰菜状”结构大部分被破坏。陶瓷表面被压平和压实，金字塔状结构不再可见。与2小时侵蚀相比，涂层表面出现了较大的剥落坑。先前的研究[40]表明，在颗粒侵蚀下，柱状颗粒容易由于反复冲击和局部剪切而发生晶间断裂，导致材料局部剥落和坑状结构的形成。因此，图7a中观察到的坑可能与上述晶间断裂机制有关。EDS光谱对应于Zr、O和Y元素。这一结果与2小时侵蚀的结果一致，表明侵蚀损伤尚未达到粘结层。图8. (a) 5小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态；(b) EDS光谱。图9显示了8小时侵蚀后样品表面的SEM观察和EDS元素分析。可以观察到，这一阶段的涂层表面形态与5小时后的相似。顶层涂层表面看起来被压平和致密化，伴随着裂纹和划痕。EDS光谱显示了Zr、O和Y元素。这一结果与早期侵蚀阶段的EDS分析一致，表明侵蚀损伤尚未到达粘结层。图9. (a) 8小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态；(b) EDS光谱。12小时侵蚀后，样品表面的形态如图10所示。涂层受到严重损伤，基本上失去了其保护功能。此时发生了严重的剥落，样品表面仅剩少量顶层涂层材料。大面积的剥落暴露了下面的暗色材料。根据热障涂层系统结构，这种暗色材料被认为是粘结层（HY5，主要为NiCoCrAlYHf）或基底。图10c中的EDS光谱对应于Ni、Co、Cr、O和Zr等元素，表明粘结层现在暴露在表面。在涂层尚未完全脱落的区域，涂层以碎片形式分布在表面，处于即将剥离的临界状态。此时，侵蚀损伤进入加速阶段。图10. 12小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态和EDS光谱：(a) 低倍率；(b) 高倍率；(c) 表面的EDS光谱。微观表面形貌：侵蚀过程中的微观结构变化揭示了涂层损伤机制的演变。研究[40]表明，在颗粒侵蚀过程中，EB-PVD热障涂层的表面形貌损伤主要表现为切割沟槽和坑。本研究中观察到了类似的现象。然而，在多种因素的影响下，表面结构的演变变得更加复杂。损伤机制涉及多种过程的协同作用，包括表面压实、断裂、坑和切割。3.3. 涂层的截面微观结构 3.3.1. 沉积后的截面微观结构图11显示了沉积的YSZ热障涂层的截面微观图。YSZ涂层的厚度约为120微米。如图所示，YSZ热障涂层呈现出柱状晶体结构，柱状晶体的生长方向垂直于基底表面。这是EB-PVD工艺制备的涂层的特征。相邻柱状晶体之间存在小的纵向间隙。这种结构赋予了涂层优异的热循环抗性，并显著延长了其热循环寿命[41]。通过更高倍数的观察（如图8b所示），在单个柱状晶体内部发现了许多更细的羽毛状微观结构。这些羽毛状亚结构有效地散射声子，降低了涂层的热导率[42,43]。图11. 不同放大倍数下的沉积YSZ热障涂层的截面形态。(a) 400倍下的整体形态；(b) 3000倍下的柱状晶体的羽毛状微观结构。3.3.2. 侵蚀过程中的截面形态图12显示了2小时侵蚀测试后YSZ涂层样品的截面。可以看出，2小时侵蚀后，涂层表面的形态与其沉积后立即的状态相比发生了显著变化，涂层结构中已经出现了初始损伤。“花椰菜状”结构不再可见。相反，观察到顶层 coating 的大面积压实，以及裂纹的形成，伴随着显著的陶瓷碎片化和断裂。侵蚀颗粒像刀刃一样切割表面材料，形成了许多延长的表面剥落痕迹。侵蚀后的能量分散光谱（EDS）结果显示出Zr、O和Y元素的光谱峰，表明侵蚀损伤尚未扩展到粘结层。图7. 2小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态和EDS光谱：(a) 低倍率；(b) 高倍率；(c) 表面的EDS光谱。图8显示了5小时侵蚀后样品表面的SEM观察和EDS元素分析。由于颗粒侵蚀，顶层涂层上的“花椰菜状”结构大部分被破坏。陶瓷表面被压平和压实，金字塔状结构不再可见。与2小时侵蚀相比，涂层表面出现了较大的剥落坑。先前的研究[40]表明，在颗粒侵蚀下，柱状颗粒容易由于反复冲击和局部剪切而发生晶间断裂，导致材料局部剥落和坑状结构的形成。因此，图7a中观察到的坑可能与上述晶间断裂机制有关。EDS光谱对应于Zr、O和Y元素。这一结果与2小时侵蚀的结果一致，表明侵蚀损伤尚未到达粘结层。图8. (a) 5小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态；(b) EDS光谱。图9显示了8小时侵蚀后样品表面的SEM观察和EDS元素分析。可以观察到，这一阶段的涂层表面形态与5小时后的相似。顶层涂层表面看起来被压平和致密化，伴随着裂纹和划痕。EDS光谱显示了Zr、O和Y元素。这一结果与早期侵蚀阶段的EDS分析一致，表明侵蚀损伤尚未到达粘结层。图9. (a) 8小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态；(b) EDS光谱。12小时侵蚀后，样品表面的形态如图10所示。涂层受到严重损伤，基本上失去了其保护功能。此时发生了严重的剥落，样品表面仅剩少量顶层涂层材料。大面积的剥落暴露了下面的暗色材料。根据热障涂层系统的结构，这种暗色材料推断是粘结层（HY5，主要为NiCoCrAlYHf）或基底。图10c中的EDS光谱对应于Ni、Co、Cr、O和Zr等元素，表明粘结层现在暴露在表面。在涂层尚未完全分离的区域，涂层以碎片形式分布在表面，达到了即将剥离的临界状态。此时，侵蚀损伤进入加速阶段。图10. 12小时侵蚀后YSZ涂层的表面形态和EDS光谱：(a) 低倍率；(b) 高倍率；(c) 表面的EDS光谱。微观表面形貌：侵蚀过程中的微观结构变化揭示了涂层损伤机制的演变。研究[40]表明，在颗粒侵蚀过程中，EB-PVD热障涂层的表面形貌损伤主要表现为切割沟槽和坑。本研究中也观察到了类似的现象。然而，在多种因素的影响下，表面结构的演变变得更加复杂。损伤机制涉及多种过程的协同作用，包括表面压实、断裂、坑和切割。3.3. 涂层的截面微观结构 3.3.1. 沉积后的截面微观结构图11显示了沉积的YSZ热障涂层的截面微观图。YSZ涂层的厚度约为120微米。如图所示，YSZ热障涂层呈现出柱状晶体结构，柱状晶体的生长方向垂直于基底表面。这是EB-PVD工艺制备的涂层的特征。相邻柱状晶体之间存在小的纵向间隙。这种结构赋予了涂层优异的热循环抗性，并显著延长了其热循环寿命[41]。更高倍数的观察（如图8b所示）揭示了单个柱状晶体内部的许多更细的羽毛状微观结构。这些羽毛状亚结构有效地散射了声子，降低了涂层的导热性[42,43]。图11. 不同放大倍数下的沉积YSZ热障涂层的截面形态。(a) 400倍下的整体形态；(b) 3000倍下的柱状晶体的羽毛状微观结构。3.3.2. 侵蚀过程中的截面形态图12显示了2小时侵蚀测试后YSZ涂层样品的截面。可以看出，2小时侵蚀后，涂层近表面区域出现了大量随机分布的不连续 microcracks。大多数这些 microcracks 都局限于单个柱状颗粒内部，并倾向于沿着柱状颗粒内的细小羽毛状晶界传播。这可能代表了由侵蚀颗粒的冲击力引起的涂层损伤的初始阶段。这些裂纹通常起源于涂层内部的微观缺陷。当这些位置受到固体颗粒撞击时，会产生应力集中。当局部应力超过YSZ材料的断裂强度时，会引起脆性断裂，从而形成 microcracks。随着颗粒侵蚀的继续，这些 microcracks 沿着晶界传播，导致在“花椰菜状”突起处发生脆性断裂和剥落。最终，表面出现了V形沟槽。在这个阶段，对YSZ涂层的横截面分析表明，涂层表面没有发生显著的宏观剥落现象。顶层与粘结层的界面仍然完好无损。这表明侵蚀颗粒目前只作用于涂层的近表面区域，并没有对界面产生显著影响。图12显示了2小时侵蚀测试后的横截面形态：(a) YSZ隔热涂层样品；(b) 样品的“A”区域。当侵蚀时间延长到5小时时，如图13所示，涂层的横截面形态显示出更严重的损伤。涂层表面的裂纹数量增加，这些裂纹显著扩展并穿透了多个柱状晶体。值得注意的是，随着涂层变薄，在高温和侵蚀颗粒的共同作用下，界面处的粘结层开始出现皱纹。同时，界面的凸起部分也出现了局部裂纹。这表明侵蚀已经逐渐影响到了顶层与粘结层之间的界面。侵蚀机制已经从表面磨损转变为更深层次的结构损伤。图13显示了5小时侵蚀测试后的横截面形态：(a) 样品的“A”区域；(b) YSZ隔热涂层样品；(c) 样品的“B”区域，其中出现了穿透多个柱状晶体的近表面裂纹（用白色虚线圆圈标出）。图14展示了8小时侵蚀测试后YSZ隔热涂层样品的横截面形态。涂层进一步恶化，涂层厚度显著减小。裂纹从表面延伸到更深的区域，导致深层YSZ层中的柱状晶体断裂。如图14c所示，深层区域形成了横向裂纹，导致大块YSZ陶瓷碎片的整体脱落。同时，如图14a所示，顶层与粘结层界面的凸出部分也出现了横向裂纹，导致顶层与粘结层之间的粘结强度严重下降。柱状晶体结构的广泛断裂和界面粘结强度的减弱加速了YSZ材料的损失。图14显示了8小时侵蚀测试后的横截面形态：(a) 样品的“A”区域；(b) YSZ隔热涂层样品；(c) 样品的横向裂纹。经过12小时的侵蚀，YSZ涂层几乎完全失效。图15显示了YSZ隔热涂层样品的横截面形态。横截面显示粘结层已经暴露。粘结层首先在界面凸起部分暴露出来。在剩余的YSZ涂层基部可以看到许多横向裂纹，使得涂层在后续冲击中极易发生分层。在这个阶段，涂层的失效模式主要表现为整体剥离和界面分层。图15显示了12小时侵蚀测试后YSZ隔热涂层样品的横截面形态。图16显示了侵蚀过程中YSZ顶层涂层剩余厚度的变化。初始涂层厚度约为120 μm。经过2小时的侵蚀后，厚度迅速降至约75 μm，然后在5小时和8小时分别降至约60 μm和48 μm，并在12小时时几乎完全失效。可以观察到，与涂层体积损失的机制类似，侵蚀过程中涂层的变薄也表现出明显的阶段性特征。图16显示了侵蚀测试过程中YSZ涂层剩余厚度的变化。横截面分析进一步揭示了涂层内部损伤的演变过程。先前的研究表明[20]，裂纹通常从表面开始并向内扩展。在本研究中也观察到了这一趋势，但界面损伤更为明显。最初的损伤主要是由表面花椰菜状结构的去除引起的，而在后期阶段，失效过程则主要由界面损伤控制。界面皱纹的出现表明界面处发生了局部不稳定和塑性变形。界面皱纹导致应力集中，加速了界面裂纹的形成和扩展，最终导致分层。这种现象在传统的单因素实验中很少见。

3.4 TGO层中的残余应力演变
TBCs中的TGO层主要由α-Al2O3组成。粘结层和基底中的Cr3+离子通常以杂质的形式扩散到α-Al2O3基体中；同时，由于Cr3+和Al3+的离子半径非常接近，因此形成了固溶体。通过测量Cr3+引起的荧光光谱线的频率偏移可以确定TGO层中的应力。使用PLPS方法测量样品TGO层内应力的基本原理如图17所示。YSZ的光谱带隙宽度为12 eV，远高于Ar+激光源的能量（514 nm，2.41 eV）和PLPS的特征Cr3+荧光（693 nm，1.78 eV）。除了顶层中的缺陷（如孔洞）和晶界处的激光散射外，顶层对入射的Ar+激光和发射的荧光具有部分透明性。因此，通过选择适当的激光照射YSZ涂层表面，可以检测到再激发的特征Cr3+荧光。这种荧光是由粘结层在激光激发下的高温氧化形成的氧化层产生的；它会对物体内部应力的变化作出响应而发生位移和变形，峰值的频率偏移与TGO应力成正比。这是一个双峰光谱，两个峰分别标记为R1和R2，主要光谱线出现在14,300 cm?1到14,500 cm?1之间。R2峰的波数偏移与TGO的内部应力有良好的线性关系，如方程(2)所示[44]：
(2)
其中K是压电常数（5.07 cm?1·GPa?1）。
图17显示了在涂层表面随机选取的两个点的荧光光谱[33]。图18显示了在涂层表面随机选取的两个点的荧光光谱。在无应力条件下，特征峰基本上位于参考位置（R2 ≈ 14,432 cm?1）。与无应力状态对应的光谱相比，位置1处的特征峰明显偏移，荧光信号向较低的位置移动。这表明涂层内部积累了压缩应力。这种应力会导致晶格畸变，改变Cr3+离子的局部晶体场环境，从而导致w值的变化[45]。同时，峰强度的变化可能与局部结构不均匀性有关[46]。在位置2处，特征峰的偏移趋势不同。在该位置，应力可能部分释放，伴随有微观裂纹扩展和界面退化等结构损伤。这些变化通过改变缺陷密度和散射行为来影响荧光响应。然而，仅依赖随机点检测很难准确评估涂层内部不同位置的真正应力水平。然而，仅使用随机点测试很难准确评估TGO不同位置的真正应力水平[33]。图18显示了在涂层表面随机选取的两个点的荧光光谱。通过表面扫描方法（地图扫描）可以更准确地收集EB-PVD YSZ涂层TGO中的残余应力分布。图19展示了1 mm × 1 mm区域内应力分布的云图。表面扫描的测量点间距为50 μm × 50 μm，从而在感兴趣的区域内共获得了441个用于残余应力统计分析的点。图19显示了四个不同1 mm × 1 mm区域内的TBCs表面应力分布等高线图：(a) 区域1；(b) 区域2；(c) 区域3；(d) 区域4。数据显示TGO中的残余应力均匀为压缩应力（“-”）。较红的颜色表示较低的压缩应力，而较蓝的颜色表示较高的压缩应力。应力云图中的颜色变化反映了不同位置TGO的残余应力差异。

图20显示了不同侵蚀时间后侵蚀区域的TGO残余应力变化。经过2小时的侵蚀后，TGO应力最小，为-0.6 GPa。随着侵蚀时间的增加，5小时后应力上升到-2.2 GPa，并保持在这个高水平。当侵蚀时间进一步延长到12小时时，TGO应力减小，在侵蚀剥落区附近降至-0.9 GPa。图20显示了不同侵蚀时间后侵蚀区域的TGO应力变化。为了定量分析应力演变与裂纹扩展之间的关系，引入了文献[47]中的方程(3)。根据这个方程，界面裂纹扩展的驱动力与界面位移不匹配（Δx）密切相关。结合本研究的结果可以看出，高温侵蚀过程中应力在TGO内逐渐积累。应力和侵蚀载荷的共同作用导致界面处产生位移不匹配（Δx）。随着应力水平的增加，Δx逐渐增大，导致界面区域弹性能量的持续积累。当积累的弹性能量达到或超过界面断裂韧性GIC时，界面变得不稳定，引发裂纹的形成和扩展。这一过程本质上代表了由应力驱动、通过位移不匹配中介导并由能量释放决定的界面失效机制。在侵蚀的后期阶段，随着残余应力的显著增加，界面不匹配的程度加剧，从而促进裂纹从局部起始转变为穿透性扩展，最终导致涂层失效。因此，该模型建立了应力演变与裂纹扩展之间的半定量关系。

TGO层中残余应力的演变在涂层服役期间起着重要作用。现有的研究主要集中在热冲击过程中的应力演变，而关于侵蚀过程中应力演变的研究较少。在侵蚀过程中，涂层界面的形态与应力水平密切相关。初始阶段的应力水平较低，而随后的应力增加与界面地形的变化密切相关。界面皱纹的加剧加剧了应力集中，促进了裂纹的起始。在高温和高速度气体流的共同作用下，TGO应力与颗粒撞击的相互作用加速了损伤的积累和扩展。

4. 讨论
基于样品的侵蚀形态和应力演变，YSZ涂层的侵蚀行为可以分为三个阶段，如图21所示。图21展示了三个侵蚀阶段的典型侵蚀过程：(a) TGO应力；(b) 随侵蚀时间和侵蚀介质暴露时间变化的侵蚀质量损失模式；(c) TBCs侵蚀过程的模型。具体的侵蚀机制如下：
第一阶段是初始的高侵蚀率阶段，此时侵蚀率可以达到8.17 g/kg。这一阶段的高侵蚀率归因于EB-PVD涂层的柱状晶体结构，其中柱状晶体的顶部形成凸出的金字塔形状，结构多孔。在制造过程中，这些晶体顶部本质上是最脆弱和最不稳定的部分。当侵蚀颗粒以特定角度和速度撞击时，它们首先冲击这些凸出的晶体尖端。由于陶瓷材料的脆性，撞击导致晶体尖端发生脆性断裂和剥落。这个过程非常高效，材料以细小碎片的形式迅速被去除。因此，这一阶段的材料损失率非常高。在这个阶段，TGO层内的应力水平相对较低。TGO（氧化陶瓷层）内部的应力主要来源于：(1) 由于涂层与基底之间的热膨胀系数（CTE）不匹配而产生的热应力；(2) 由颗粒和气体撞击引起的弹性应力；(3) TGO生长应力；以及(4) 涂层内部相变所产生的应力。在初始侵蚀阶段，这一阶段主要是高温氧化过程，TGO层均匀生长并增厚。生长应力与热应力的共同作用导致TGO内的平均压缩应力逐渐增加。在此阶段，侵蚀颗粒主要影响YSZ（氧化钇稳定氧化锆）表面，在柱状晶体尖端产生微裂纹。YSZ顶层涂层仅有轻微磨损，对TGO层的应力水平影响可以忽略不计。

第二阶段是低速侵蚀阶段，侵蚀速率降至2.74 g/kg。在初期快速损耗之后，侵蚀速率显著下降并趋于稳定。第一阶段结束后，涂层表面上凸出的松散柱状晶体尖端被去除，暴露出下方的致密柱状晶体区域。同时，持续的90°侵蚀在涂层表面产生压缩应力，导致局部塑性变形和柱状晶体顶部的致密化。这种致密化的表层能够更有效地分散和吸收侵蚀颗粒的动能。因此，这一阶段的剥落速率比第一阶段慢，侵蚀速率下降并稳定在一个较低的水平。这是侵蚀过程中的一个关键阶段。此时，顶层涂层已经受损并变薄。侵蚀载荷所产生的应力通过剩余的顶层涂层和TGO层传递到下面的粘接涂层，降低了界面起皱的临界条件，使得粘接涂层更容易发生蠕变和塑性流动。界面膨胀导致严重的几何变化，在界面顶部产生强烈的应力集中，使TGO层内的应力水平急剧上升。微裂纹最初在TGO/陶瓷界面的顶部形成。随着侵蚀的进行，这些微裂纹扩展成横向裂纹，加速了涂层界面的失效。

第三阶段是最终的高速侵蚀阶段，侵蚀速率再次升至5.88 g/kg。经过一段低速侵蚀后，侵蚀速率再次急剧上升。在前两个阶段的连续侵蚀之后，顶层涂层的厚度显著减少。当涂层变薄到一定程度时，侵蚀载荷和应力更有效地传递到热生长氧化物（TGO）层与粘接涂层（BC）之间的界面。TGO层（主要由Al2O3组成）本质上具有脆性，界面是该系统中最薄弱的环节。此时，侵蚀不仅继续磨损剩余的顶层涂层，更重要的是，在界面上产生了大量相互连接的横向裂纹，形成了碎片化的结构。颗粒撞击产生的能量直接导致界面层剥离，而该界面本身就处于高应力状态。顶层涂层的大规模剥落导致涂层失效和应力的突然释放。需要注意的是，涂层厚度的减小本身并不直接导致残余应力的降低。在侵蚀过程中，随着涂层厚度逐渐减小，材料内部和界面处的损伤逐渐积累，包括微裂纹的扩展和局部剥落。这些损伤机制促进了应力的释放和重新分布，导致测量应力呈下降趋势。因此，厚度的减小反映了材料的渐进式失效过程，而残余应力的降低则是这一过程中损伤积累的宏观表现。

在模拟的飞机发动机侵蚀服务环境中，热效应与冲击载荷是EB-PVD YSZ涂层（EB-PVD YSZ Thermal Barrier Coatings）退化和失效的主要驱动因素。热效应主要来自顶层涂层的高温烧结和致密化以及TGO层的应力演变。这些因素与颗粒侵蚀损伤之间存在强烈的耦合协同关系。YSZ陶瓷顶层、TGO层和NiCoCrAlYHf粘接涂层之间的热膨胀系数存在显著不匹配。在重复的热循环过程中，涂层不断承受很大的热应力，导致粘接涂层发生塑性流动和界面起皱。界面几何形状的不稳定性显著放大了局部的应力集中，进一步加速了界面处的裂纹起始和扩展，最终导致涂层失效。在高温条件下，TGO层主要承受压缩应力。复杂的应力场倾向于在微观缺陷和薄弱界面位置引发裂纹，特别是在界面凸起区域[48]。这种演变模式与实验中观察到的界面裂纹起始和扩展特性完全一致。此外，随着氧化反应的进行，Al2O3氧化层的厚度增加，从而产生生长应力。在热应力与TGO生长应力的共同作用下，TGO内的压缩应力持续积累，实验数据显示压缩应力从-0.6 GPa增加到-2.2 GPa。

随着TGO层内应力的持续积累，陶瓷表层也发生了显著的结构演变。1150°C的高温环境显著加速了原子扩散。如图11所示，经过2小时的高温侵蚀后，羽毛状结构已经烧结并融合。羽毛状结构具有优良的应力缓冲能力，而高温烧结后的结构则变得致密，显著降低了应变容限。柱状晶体结构在颗粒冲击下更容易发生脆性断裂。更重要的是，这些各种热效应并不是孤立作用的，而是与颗粒侵蚀产生的机械载荷深度耦合的。在侵蚀的早期阶段，颗粒撞击仅影响柱状晶体的尖端，对涂层的整体应力场影响有限；随着侵蚀进入中期阶段，顶层涂层不断被侵蚀和变薄。机械冲击载荷和热应力直接传递到界面，导致TGO层内应力快速积累并引起结构不稳定。在侵蚀的后期阶段，高残余应力与颗粒撞击结合形成穿透性的横向裂纹网络，最终导致涂层的大规模剥落。这伴随着残余应力的快速释放，应力值降至约-0.9 GPa。

总之，TBCs（热障涂层）的失效本质上是一个典型的热机械耦合损伤过程，如图22所示：热效应为应力演变和界面不稳定性提供了驱动力，而固体颗粒侵蚀进一步加速了损伤积累和裂纹扩展。热效应与颗粒侵蚀之间的耦合效应是决定涂层从局部表面损伤向深层失效转变的核心机制。图22展示了航空发动机侵蚀环境下的耦合失效机制示意图。

5. 结论

基于多因素耦合测试装置，本研究系统地研究了在模拟的航空发动机工作条件（1150°C、0.4马赫和颗粒侵蚀）下EB-PVD YSZ涂层（EB-PVD YSZ Thermal Barrier Coatings）的侵蚀行为和失效机制。涂层退化过程从表面损伤逐渐发展为界面失效，可以分为初始的高侵蚀速率阶段、中期的低侵蚀速率阶段和最终的加速失效阶段。在初始阶段，柱状颗粒顶部的脆性断裂占主导。在中期阶段，TGO应力和高温烧结致密化的共同作用导致应力持续积累，引发界面起皱和裂纹扩展。在最终阶段，热效应和侵蚀载荷的耦合作用下，裂纹穿透涂层，导致广泛的层剥落并伴随残余应力的释放。涂层失效主要是由热效应与侵蚀损伤的协同作用驱动的，微观结构演变、应力发展和界面稳定性之间的耦合关系是决定涂层可靠性和使用寿命的关键因素。这项研究加深了对接近真实航空发动机工作环境条件下TBCs侵蚀诱导失效机制的理解。通过阐明涂层侵蚀的三阶段演变及其与内部应力演变和界面损伤起始及扩展的内在关系，本工作为复杂工作条件下的TBCs失效行为提供了进一步的洞察。

从工程角度来看，这些结果对于优化涂层成分设计、提高抗侵蚀性能以及延长航空发动机热部件的使用寿命具有实用意义。此外，本研究开发的多因素耦合侵蚀测试平台能够更真实地模拟服务条件，为评估先进防护涂层系统的性能和可靠性提供了有价值的方法。