热障涂层(TBCs)是将耐高温、低热导、抗腐蚀的陶瓷材料以涂层的形式与基体合金复合，达到降低金属热端部件表面温度，提高基体合金抗高温氧化腐蚀性能的目的。TBCs一般由高温合金基体、金属黏结层、陶瓷面层以及形成于黏结层与陶瓷层之间的热生长氧化物层(TGO)组成，各层之间物理、热学、力学性能相差较大，具有复杂的结构^[1-2]。TBCs在航空发动机上主要应用于涡轮叶片、燃烧室和尾喷管等。随着航空发动机向高推重比发展，发动机涡轮前进口温度不断提高。推重比10级别的航空发动机涡轮前进口温度已达到1950 K左右，推重比12~15级将达到2100 K，而推重比15~20级将达到2350 K以上^[3]。涡轮工作温度的大幅度提升对发动机热端部件的热障涂层提出了更高的要求。热障涂层在服役环境中，经受极高的温度、热循环和极大的应力载荷，还存在空气中尘埃、沙砾等悬浮颗粒和高温燃料固相颗粒的高速冲刷^[4-5]。因此，结合强度、抗高温氧化和抗粒子冲刷等性能对于发动机热端部件热障涂层的使用寿命非常重要。

目前，应用最广泛的陶瓷层材料为氧化钇部分稳定氧化锆(ZrO₂-Y₂O₃, YSZ)，最常用的制备方法是大气等离子喷涂(atmospheric plasma spraying, APS)和电子束物理气相沉积(electron beam-physical vapor deposition, EB-PVD)。但APS涂层具有低的热导率和高的沉积效率，但是涂层断裂韧度差，热循环寿命低^[6-7]；EB-PVD涂层具有高的应变容限，耐热腐蚀性能和耐热震性能好，但是涂层的热导率高，沉积效率低、成本高^[8-10]。为了结合APS和EB-PVD热障涂层的优点，获得有优异隔热和抗热震的综合性能，高性能热障涂层的制备技术在不断发展。等离子喷涂-物理气相沉积技术(plasma spray-physical vapor deposition, PS-PVD)是基于低压等离子喷涂(low pressure plasma spray, LPPS)技术发展而来的热障涂层新型制备技术^[11-12]。PS-PVD制备的涂层为独特的类似羽毛的柱状结构^[13-14]，还可以通过工艺参数调节和控制射流中喷涂材料状态，实现固-液、气-液或多相混合沉积，从而获得不同结构、具备特色功能的先进涂层^[15-17]。

PS-PVD制备YSZ涂层以气相沉积机制为主^[18-22]。气相YSZ材料在黏结层表面冷凝形核、结晶长大的过程中，黏结层表面粗糙度将直接影响到YSZ陶瓷层生长，得到的涂层性能存在差异。目前，基于PS-PVD工艺参数影响规律的研究更多地集中于等离子气体组分、喷涂距离、送粉率等，表面粗糙度的相关研究较少。本工作在带有LPPS制备的NiCoCrAlYTa黏结层的K417G高温合金上，采用PS-PVD制备YSZ陶瓷层，研究在4种不同表面粗糙度上沉积的YSZ陶瓷层的结合强度、抗高温氧化和抗粒子冲刷等性能，采用SEM，EDS等方法分析涂层的形貌和成分，讨论了表面粗糙度对PS-PVD YSZ陶瓷层性能的影响。

1 实验材料与方法 1.1 样品制备

基体选用K417G镍基铸造高温合金，将其切割为φ25.4 mm×6 mm的圆片。采用低压等离子喷涂(LPPS)在K417G基体合金上预先沉积NiCoCrAlYTa黏结层。对预制NiCoCrAlYTa黏结层的表面(以下简称为表面)分别做了4种不同的粗糙度处理，即表面抛光处理、表面抛光+280^#白刚玉喷砂处理、表面抛光+60^#棕刚玉喷砂处理和表面喷涂态。试样标识分别是P，280S，60S和S。喷砂处理采用CS-600D型喷砂机，喷砂气压约为0.35~0.5 MPa，喷砂角度成45°~60°。

采用PS-PVD设备制备YSZ陶瓷层。YSZ陶瓷层所用粉末是球形团聚的7YSZ粉末(ZrO₂-7%Y₂O₃(质量分数，下同)，粒径5~22 μm, Mecto 6700)，如图 1所示。陶瓷层喷涂参数见表 1。

1.2 涂层表征

涂层样品采用高速切割机(Secotom-15, Struers)切割成小样，冷镶制成金相试样，用半自动磨抛机(Tegramin-30, Struers)对金相试样进行磨抛处理。采用Nova Nano 430(FEI)场发射扫描电子显微镜观察涂层的截面微观形貌，主要参数为：加速电压200~300 kV，最大放大倍数30万倍，分辨率1.0 nm。

依据ASTM C633—1979标准，采用拉伸法测量涂层结合强度。将φ25.4 mm×6 mm的涂层样品置于两个对偶件中，由FM-1000树脂胶纸充分黏结固化。采用GP-TS2000M万能拉伸试验机进行拉伸测试实验，加载速率为10 kN/min。涂层抗粒子冲刷性能测试是根据GE E50TF121标准进行，用280^#白刚玉砂砾在室温下对涂层进行冲刷，每个样品总共冲蚀25 s，每隔5 s观察涂层表面形貌变化，称重记录涂层失重并计算冲刷速率：

(1)

式中：R_erosion是冲刷速率; Δm_coating是涂层质量减少量; m_grit是所用冲刷砂砾质量。

采用静态恒温氧化法评价涂层抗高温氧化性能。涂层样品置于KSF1400箱式电阻炉中，950 ℃恒温氧化400 h，温度精确控制在1 ℃左右，每隔一定时间取出样品进行观测。

2 结果与分析 2.1 表面粗糙度对涂层结合强度的影响

图 2是4种不同表面粗糙度制备的YSZ涂层的结合强度。从图 2可以看出，表面粗糙度对涂层结合强度有较大的影响。YSZ涂层粗糙度随着沉积前表面粗糙度的增大而增大，两者的变化趋势是一样的。而涂层结合强度随着沉积前表面粗糙度的增大，呈现先增大而后减小的趋势。也就是说，表面粗糙度从R_a=0.04 μm增加到R_a=0.40 μm时，涂层和黏结层间的结合强度增加，达到23.5 MPa，如280S涂层。之后随着表面粗糙度增大到R_a=2.00 μm，涂层结合强度略有降低。当R_a增加到6.20 μm，如喷涂态S涂层时，涂层结合强度明显降低，仅为6.3 MPa。

图 3是280S涂层拉伸断裂的形貌图。从图 3(a)可以看出，280S涂层断裂失效形式为层内失效。断裂发生在涂层内部，涂层内部粒子间结合强度即涂层内聚强度小于涂层与沉积表面间的结合强度即附着强度。从图 3(b)可以看出涂层断裂在陶瓷层内部接近黏结层的地方，距离黏结层40~70 μm的位置。这主要是因为PS-PVD沉积YSZ涂层的主要机制为气相沉积，涂层遇到沉积表面时形成物理吸附冷凝，首先凝固形成一层非常薄的细等轴晶，这层涂层和沉积表面的结合力很高。再加上280S样品的沉积表面有一定的粗糙度，可以增大涂层与沉积表面的接触面积，结合更加紧密。因此涂层不会在陶瓷层和黏结层的界面处开裂。从图 3(b)，(c)可以看出，拉伸断裂表面微观上呈多孔网格状，并且网格之间夹杂许多细小的柱状结构，这是由于较大的柱状晶在拉伸应力作用下断裂被抽离，而部分生长过程中被阴影作用抑制、发育不完全的细小柱状晶显露出来。由于柱状晶在生长过程中伴随着许多二级柱状晶的生长，二级柱状结构夹杂在柱状结构间，单个的柱状结构会呈现为上端大，下端小的倒锥形结构。显然，几何尺寸较细的部位更容易应力集中，涂层断裂容易发生在这些较细的柱状结构下端部位，也就是陶瓷层内部接近黏结层的地方。从局部放大的图 3(d)可以看出，断口表面有少量球形颗粒，这是气相沉积过程中未蒸发完全或是在沉积表面前冷凝夹带到涂层中的喷涂材料。

2.2 表面粗糙度对涂层抗粒子冲刷性能的影响

将4种不同表面粗糙度制备的YSZ涂层的室温粒子冲刷性能进行对比，其冲刷速率如图 4所示。从图 4可以看出，表面粗糙度对所获涂层抗粒子冲刷性能有较大的影响。YSZ涂层冲刷速率随着沉积前表面粗糙度的增大，呈现先减小而后增大的趋势。也就是说，表面粗糙度从R_a=0.04 μm增加到R_a=0.40 μm时，涂层冲刷速率从3.3×10^-3 g/g减小到2.8×10^-3 g/g。之后随着表面粗糙度增大到R_a=2.00 μm，涂层冲刷速率反而升高到3.5×10^-3 g/g。当R_a增加到6.20 μm，如喷涂态S涂层时，涂层冲刷速率最高，达到5.0×10^-3 g/g。

燃气涡轮发动机在运行过程中，其燃烧室内存在大量高温凝固相颗粒，在高速焰流携带下冲刷涂层；同时空气中的尘埃、沙砾等悬浮小颗粒也将导致涂层的冲刷失效^[4-5]。热障涂层作为热端部件的防护材料，粒子冲刷失效是不能忽视的一种失效原因和形式。热障涂层粒子冲刷失效主要受到两个因素影响：粒子质量(密度与尺寸)、速率、角度等冲刷粒子性质；涂层的硬度、弹性模量、断裂韧度、孔隙率、粗糙度等陶瓷层性质^[23-25]。在统一的测试标准和相同涂层材料的条件下，涂层表面粗糙度和孔隙率成为影响涂层抗粒子冲刷性能的主要因素。陶瓷层表面几何形状为凸面结构，其冲刷速率比平坦结构或凹面结构的陶瓷层大。喷涂态S涂层的表面粗糙度最大，表面起伏比其他涂层剧烈。因此，相同粒子冲刷条件下，更凸起的表面被优先冲刷，涂层损失的质量大；相反地，280S涂层表面粗糙度最小，表面起伏比其他涂层小，相同条件下涂层损失的质量要小得多，抗粒子冲刷性能最好。

另外，陶瓷层的孔隙率对涂层的冲刷性能有重要影响。通过图像法测得不同表面粗糙度的涂层的孔隙率，结果为：P 17.9%；280S 20.1%；60S 18.4%；S 25.2%。孔隙的增多会使陶瓷层的弹性模量减小，结构更疏松，抗冲刷性能变差。而喷涂态S涂层的孔隙率最高，这也是其抗冲刷性能相对其他涂层较低的原因之一。

粒子冲刷后的涂层表面和截面形貌如图 5所示。从图 5(a)可以看出，冲刷后的涂层表面呈现出大量深的凹坑和V型浅凹坑。冲刷粒子与涂层表面成20°角，涂层柱状晶受到粒子的切应力和正应力的共同作用，并且粒子冲击对于某个柱状晶来说是不连续的，涂层表面不断承受着加载-卸载的循环过程，因此发生了如图 5(b)所示的压缩损伤冲刷^[24]。PS-PVD形成的柱状晶在微观结构上是一种独特的羽毛状的类柱状结构，在单个羽毛状的类柱状结构内，主轴枝晶上分支生长着二级枝晶(实际上，二级枝晶上又有更次级的分支生长)，这些二级枝晶的生长方向和主轴枝晶成一定角度斜向上。和主轴枝晶相比，分支生长二级枝晶的位置的强度要低，在粒子的不断冲击下易发生脆性断裂，形成图 5所示的V型浅凹坑。部分情况下，主轴枝晶产生横向裂纹和断裂，进一步在粒子冲刷的切应力作用下被抽离出来，即形成图 5所示的深凹坑。

2.3 表面粗糙度对抗高温氧化性能的影响

图 6为4种不同表面粗糙度制备的YSZ涂层在950 ℃高温静态氧化400 h后的TGO形貌。因为YSZ材料是良好的氧离子导体，并且PS-PVD制备的YSZ涂层为羽毛形柱状结构，孔隙率高且柱状结构间存在直通黏结层的热传导通道，表面YSZ陶瓷层难以对氧起到阻隔作用，在黏结层和陶瓷层界面会生成一层致密的TGO层。

抗高温氧化性能差的直观表现就是TGO层的厚度增加更快，这将导致陶瓷层/黏结层界面的体积膨胀，热生长应力增加，同时造成陶瓷层/TGO/黏结层的热膨胀不匹配，涂层发生剥落。TGO主要通过以下4种方式使涂层失效：(1)TGO/黏结层界面由于贫Al而形成尖晶石相，导致涂层失效；(2)TGO/陶瓷层界面由于Ni向外扩散形成尖晶石，导致涂层失效；(3)TGO层局部异常氧化，局部应力集中导致裂纹萌生而使涂层失效；(4)TGO层中应力集中，发生褶皱，陶瓷层内形成横向裂纹而使涂层失效。从图 6可以看出，不同表面粗糙度制备的YSZ涂层在高温氧化环境下生长的TGO层都是致密连续的，这种致密连续的TGO层对于阻碍氧的进一步扩散，保护涂层内部不被进一步氧化起到了至关重要的作用。通过图 6测得不同表面粗糙度涂层中的TGO厚度，结果为：P 2.97 μm；280S 2.44 μm；60S 2.96 μm；S 2.41 μm，可见不同表面粗糙度对TGO的平均厚度影响不大。但图 6可以明显看到表面粗糙度对TGO的形态有一定的影响。表面粗糙度小，生长的TGO厚度均匀，比较平滑；表面粗糙度大，则生长的TGO起伏大。起伏大的TGO生长形态导致局部TGO会快速增厚，发生局部应力集中的位置更多，失效更容易发生在这些位置。

对950 ℃/400 h静态氧化后的280S涂层进行EDS分析，如图 7所示。由图 7可以看出，TGO/陶瓷层界面主要为Al和O元素，还有少量的Zr和Y元素，这是由于黏结层中的Al元素在高温下迅速向涂层表面扩散并与氧反应生成氧化铝；在TGO/黏结层界面中主要为Ni，Co，Cr元素，而O元素含量很低，说明TGO层阻碍了氧的进一步扩散，保护黏结层内部不被进一步氧化。

3 结论

(1) PS-PVD制备的YSZ涂层的结合强度随着表面粗糙度的增大，呈现先增大而后减小的趋势。280S涂层(R_a=0.40 μm)结合强度较高，达到23.5 MPa。拉伸断裂发生在陶瓷层内部，距离黏结层40~70 μm的位置。

(2) PS-PVD制备的YSZ涂层冲刷速率随着表面粗糙度的增大，呈现先减小而后增大的趋势。280S涂层(R_a=0.40 μm)抗粒子冲刷性能最好，冲刷速率仅为2.8×10^-3 g/g，最小的表面起伏和较低的孔隙率是该涂层具有最好抗粒子冲刷性能的重要原因。

(3) 不同表面粗糙度制备的YSZ涂层均能生成致密连续的TGO层，表面粗糙度差异对TGO的厚度影响不大，但明显影响到TGO形态。表面粗糙度大，则生长的TGO起伏大，更容易导致局部TGO快速增厚，发生应力集中位置更多，更容易失效。