长寿命热障涂层的剥落机理及抗剥落结构设计

张 博, 李广荣, 徐 彤, 杨冠军

（西安交通大学 金属材料强度国家重点实验室, 西安 710049）

作为高效洁净能源动力系统的核心装备，燃气轮机用途极为广泛，在电力、舰船和陆地交通等领域都有着不可撼动的地位，代表着制造业的最高技术水平，在国民经济和国家安全中扮演着重要角色，其制造技术已成为衡量一个国家工业水平的重要标志[1]。高效率、低能耗是燃气轮机不断追求的目标，也是未来绿色发展的重要方向。据报道，功率300 MW 的中型电厂，其效率每提高1%，预计每年会节省200 万美元的燃料成本，降低25000 吨的CO2排放量。然而，效率的提高必然使得燃气轮机内部的工作温度不断提高，这给燃气轮机内大量的金属基构件带来了巨大的挑战，原因是金属的承温极限远低于服役温度需求。目前最先进的单晶高温合金的耐温极限约为1100 ℃，而目前最先进的H 级重型燃机的涡轮入口温度超过了1500 ℃[2-5]。因此，如何提升金属基高温部件的承温能力，是制约燃气轮机发展的主要瓶颈之一。热障涂层（thermal barrier coatings，TBCs）是解决高温合金抗高温能力瓶颈的关键技术之一[6-8]。在现有的气膜冷却技术基础上，通过在热端部件表面涂覆高熔点、低热导率、耐腐蚀的材料，可降低合金表面温度80～150 ℃，这相当于高温合金技术约30～50年的发展[1,9]。美国、欧盟等在其多个国家级的研究计划中，例如，NASA 的“Integrated high performance turbine technology program”（IHPTET 计划）和“Ultra efficient engine technology program”（UEET 计划），均把TBCs 技术列为主要战略研究目标之一[10]。因此，发展新型高性能热障涂层技术具有重要的科学意义与工程实用价值。

TBCs 在一定的服役时间后，往往会发生开裂剥落等问题，甚至引发基体烧蚀，为燃气轮机带来巨大的损失。因此，长寿命稳定服役是热障涂层发挥隔热功能的基础，也是燃气轮机整机实现长期稳定可靠运行的重要保障，是先进TBCs 发展的主要目标之一。

本文以长寿命TBCs 的发展为主线，首先阐述TBCs 的制备方法和结构特征，然后总结TBCs 高温服役过程中的结构性能演变规律，分析涂层剥落失效的主要原因，最后，介绍抗剥落长寿命TBCs的新结构设计制备方法。

1 TBCs 概述及层状TBCs 结构特征

1.1 TBCs 概述

TBCs 系统是一个多层的复合体系结构，典型的TBCs 系统是由基体（substrate, Sub）、黏结层（bond coat, BC）、陶瓷隔热层（top coat, TC）和在服役过程中不可避免生成的热生长氧化物层（thermally grown oxide, TGO）组成。图1 为TBCs系统的结构示意图[1]。

（1）黏结层和热生长氧化物

黏结层是位于基体和陶瓷隔热层之间的过渡层，其成分与基体材料相近似，用于缓和基体和陶瓷隔热层之间的热膨胀不匹配。相比基体，黏结层中Al 元素含量更高，目的是提高金属基体的抗高温氧化能力并增强与陶瓷层的结合力[11-13]。由于陶瓷隔热层不具备隔绝空气的作用，当TBCs 暴露在高温环境下时，黏结层表面会不可避免地生成致密的氧化物膜，即TGO。TGO 会使TBCs 具备一定的抗氧化和抗腐蚀的作用，但TGO 增厚会产生热生长应力，影响TBCs 的寿命。西安交通大学李长久教授团队研究了TGO 厚度对TBCs 寿命的影响，如图2 所示[14]：对于TBCs，其热循环寿命随TGO 厚度的增加而降低，其中TGO 临界厚度为6 μm，当TGO 超过临界厚度时，TBCs 的热循环寿命随TGO 厚度的增加而显著降低。

图2 TGO 厚度对等离子喷涂TBCs 热循环寿命的影响[14]Fig. 2 Effect of TGO thickness on thermal cyclic lifetime of plasma-sprayed TBCs [14]

（2）陶瓷隔热层

陶瓷隔热层是TBCs 的主体，发挥隔热的核心作用。为了在高温环境下长时间服役，要求陶瓷隔热层具备较高的热应变缓和能力。因此，陶瓷隔热层的选材要求有[15-16]：（1）低热导率，保证涂层具有良好隔热性能；（2）服役温度范围内无相变，避免相变应力引发涂层开裂剥落；（3）与高温合金基体热膨胀匹配，避免热失配应力导致的涂层开裂剥落[17]。目前，应用最广泛的TBCs 陶瓷隔热层材料是氧化钇稳定的氧化锆（yttria-stabilized zirconia, YSZ）。高温服役时，等离子喷涂YSZ 涂层的非平衡四方相（t′）会逐渐发生向四方相（t）、立方相（C）和单斜相（m）的相变，导致4%的体积膨胀，进而引发涂层的开裂剥落[18-20]。为了进一步降低热导率和消除高温相变，近年来发展了多种新型陶瓷隔热层材料（表1）[15-16，21-31]。

表1 新型陶瓷隔热层材料性能特点Table 1 Properties of new materials for TBCs top coat

1.2 层状TBCs 的结构特征

等离子喷涂（plasma spraying，PS）技术制备得到的涂层具有明显的层状结构。其中，大气等离子喷涂（atmospheric plasma spraying, APS）的工艺成本低、操作灵活、沉积效率高[32-33]。同时，陶瓷隔热层在制备过程中没有避免高温氧化的要求，因此多采用APS 技术制备陶瓷隔热层。APS 技术的工作原理如图3 所示[34]。

APS 陶瓷隔热层是通过扁平粒子的逐层堆积而形成[35]。因此，APS 陶瓷层呈现出典型的层状结构，内部存在呈球状的三维（3D）球孔。除此以外，APS 陶瓷层内部层间存在未完全接触的区域，形成层间孔隙。同时，在层状结构内部，由于冷却阶段淬火应力的拉伸效应，形成大量的层内裂纹。层间孔隙和层内裂纹相互连通，在涂层内部形成连续的二维（2D）孔隙网络，这些2D 孔隙也是决定涂层力学和热学性能的主要因素[36]。图4 为APS 制备的典型YSZ 陶瓷层的结构[32]。

图4 层状多孔隙APS YSZ 涂层结构[32]（a）涂层断面；（b）涂层表面Fig. 4 Lamellar structure of APS YSZ coating with multiple pores [32]（a）fractured cross-section;（b）surface

2 层 状TBCs 高 温 服 役 行 为 与 剥 落机理

2.1 层状TBCs 的高温烧结行为

TBCs 在服役过程中需要长时间暴露在高温环境下，因此顶部的陶瓷隔热层会不可避免地发生烧结而逐步刚化，引发涂层结构和性能的一系列变化，主要体现在表观孔隙的愈合和涂层刚度、硬度的变化[37-38]。

涂层性能的改变通常是由涂层微观结构的变化引起的[39]。烧绿石（pyrochlore, P）结构的La2Zr2O7（LZO）高温相结构稳定且热导率较低（为YSZ 的60%），被认为是很有潜力的新型TBCs 陶瓷层材料[40]。图5 是APS LZO 在初始喷涂态和在1250 ℃下热暴露不同时间后的抛光截面图[41]。由图5 可知，涂层表观孔隙率整体上呈现出下降趋势。初始态涂层中存在横向孔隙是等离子喷涂后涂层间的未结合区域[42]。热暴露后，涂层的孔隙明显减少，大量孔隙愈合使得层间结合加强，片层剥落变得更加困难[43]。在热暴露200 h 后，涂层中较大尺寸的孔隙发展成点线状，涂层致密程度变大，同时初始态涂层显示的层状结构也逐渐消失。由此可知，涂层在长时间热暴露后，其横截面致密度已趋近于块材。可推断，若使涂层在高温下热暴露足够长的时间，涂层的力学性能将逼近于块材。

图5 APS LZO 抛光截面图[41]（a）初始喷涂态；（b）1250 ℃暴露10 h；（c）1250 ℃热暴露50 h；（d）1250 ℃暴露200 hFig. 5 Evolution of polished cross-sections of APS LZO coatings [41]（a）as-deposited;（b）exposure for 10 h at 1250 ℃;（c）exposure for 50 h at 1250 ℃;（d）exposure for 200 h at 1250 ℃

图6 为热暴露100 h 过程中涂层表观孔隙率和硬度的变化[41]。硬度的提高在一定程度上反映了涂层应变容限的降低，硬化后的涂层在相同的热失配下将承受更大的开裂应力[44]。表观孔隙率和力学性能的变化都呈现出初期变化显著、随后趋于稳定的趋势。由图6 可见，涂层的表观孔隙率和硬度的变化均可以10 h 左右为临界时间节点，大致分为两个阶段[45]：第一阶段（Stage-Ⅰ）时间短，但表观孔隙率和硬度变量幅度大，其增长速率要显著快于第二阶段（Stage-Ⅱ），这表明在烧结初期，孔隙发生了急剧变化，硬度也随之发生变化；第二阶段（Stage-Ⅱ）时间长而变化趋于平缓。综上可知，烧结导致的LZO 涂层结构性能变化多发生于初期热暴露阶段，而孔隙愈合在烧结过程中发挥重要作用，并且与力学性能的变化相关，这是等离子喷涂制备的陶瓷涂层的特性。

图6 APS LZO 涂层性能随热暴露时间的变化[41]（a）表观孔隙率；（b）硬度Fig. 6 Changes in properties of APS LZO coatings during thermal exposure[41]（a）apparent porosity;（b）hardness

2.2 层状TBCs 的构效关系

由图6 可见，高温热暴露100 h 后，LZO 涂层硬度提高了79%，而表观孔隙率降低了30.4%，与硬度变化幅度差别非常大。进一步研究表观孔隙率与硬度之间的关系，图7 为1250℃热暴露100 h表观孔隙率和硬度的变化关系[41]。拟合数据预测分析表观孔隙率为0 时，即涂层材料块材的硬度为1228HV，这与实际LZO 块材硬度（900HV）差别过大。由此表明，表观孔隙率无法较好地反映涂层结构的变化特征，因此无法与力学性能建立关系。

图7 1250℃热暴露100 h 表观孔隙率和硬度的变化关系[41]Fig. 7 Relationship between hardness and apparent porosity during thermal exposure at 1250 ℃ for 100 h[41]

在热暴露过程中，涂层内部大的3D 球孔依然存在，发生的变化的主要是涂层层间孔隙和层内裂纹等2D 孔隙的愈合。2D 孔隙密度为层间孔隙和层内裂纹在涂层内部形成连续的二维孔隙在单位面积内的统计总长度。图8 显示了热暴露过程中涂层硬度与2D 孔隙密度的变化关系[41]。由图8 可见，在经过200 h 高温烧结后，涂层内部2D 孔隙密度的变化显著，降低了74.06%，与硬度变化幅度相当。拟合分析得到，在2D 孔隙密度为0（即为块材）时，硬度预测值为907HV，与实际LZO 块材的硬度数值差别很小，即2D 孔隙能够较好地反映在烧结过程中涂层力学性能的变化。因此，在涂层的烧结过程中，2D 孔隙的愈合是涂层性能变化的主导结构因素[36,46-47]。

图8 APS LZO 热暴露过程[41]（a）2D 孔隙变化；（b）硬度与2D 孔隙密度的关系Fig. 8 During APS LZO thermal exposure[41]（a）change of residual 2D pore density;（b）relationship between hardness and residual 2D pore density

2.3 层状TBCs 的剥落机理

层状多孔隙的结构使得APS TBCs 具备较块材更低的纵向热导率和横向宏观弹性模量，并具有更加优异的隔热性能和初始态阶段较高的应变容限[48-50]；但是APS TBCs 层状结构结合有限，存在大量未结合区域，使得涂层的强度、断裂韧度低于块材，且涂层中存在较大尺度的微裂纹和未结合区域，在实际服役中裂纹易扩展至界面发生剥落失效，丧失对基体的防护功能，甚至引发基体烧蚀。图9 为APS YSZ 涂层在服役过程中剥落失效的实物图[51]。

图9 APS YSZ 涂层剥落失效实物图[51]Fig. 9 Image of spalling of APS YSZ coating [51]

TBCs 的失效与服役环境和自身结构变化而产生的热应力均密切相关[10,52]。在服役环境方面，TBCs 的典型服役环境是处在不断地升温-保温-降温的热循环中。隔热陶瓷材料和金属基体之间存在热膨胀不匹配，例如，常用镍基高温合金的热膨胀系数为（14～16）×10-6K-1，而典型氧化钇稳定氧化锆（YSZ）隔热材料的热膨胀系数为（9～11）×10-6K-1[53-54]，温度的变化会在TBCs 内部产生热失配应变。在自身结构变化方面，长时间高温热暴露会使TBCs 黏结层和陶瓷层均发生明显的变化。黏结层发生氧化而在黏结层和陶瓷层之间生成TGO，且TGO 的厚度随热暴露时间的延长而不断增厚，在陶瓷层内部产生热生长应力。陶瓷层发生烧结而使自身结构逐渐致密化[55]。因此，涂层的隔热性能和应变容限均大幅退化，因烧结而不断刚化的涂层会使得热失配应变产生的应力不断增大，最终导致涂层失效。图10 为APS YSZ 涂层失效后的截面形貌[56]。

图10 APS YSZ 涂层失效截面形貌[56]Fig. 10 Evolution of the cross-section of failed APS YSZ coating [56]

基于APS 陶瓷层的本征结构和烧结过程中结构和性能的变化，提出层状TBCs 的高温烧结失效机制，如图11[56]所示。APS 制备的陶瓷层是层状多孔隙结构，其微观结构中存在大量遍布在层间和层内的孔隙和微裂纹，如图11（a）、11（f）所示。涂层服役时处于加热-高温保温-冷却的热循环过程中，在热循环冷却阶段，由于温度梯度和涂层弹性模量变化，导致陶瓷层表面快速收缩，从而在表面局部区域产生拉应力。由于局部收缩应力的产生，涂层表面附近预先存在的裂纹优先与涂层表面联通，如图11（b）、11（c）所示。裂纹可以跨多个扁平粒子层扩展，最终导致数十微米的陶瓷层剥落失效，如图11（d）、10（e）[56]。

图11 APS 陶瓷层裂纹扩展示意图[56]（a）烧结时的TBCs；（b）涂层表面附近的弱结合区域；（c）弱结合区域裂纹与TBCs 表面联通；（d）裂纹进一步扩展；（e）一定厚度的陶瓷层剥落；（f）叠加沉积形成的层状结构的陶瓷层Fig. 11 Illustration of APS TC crack propagation[56]（a）sintered TBC;（b）weak region near coating surface;（c）crack in weak region connected to coating surface;（d）propagation of the crack;（e）delamination of coating layers;（f）splats stacking lamellar structure top coat

裂纹扩展是涂层表面收缩产生的剪切应力作用于孔隙边缘进行撕裂的过程。裂纹的扩展与否与裂纹驱动力和裂纹扩展抗力有关，只有在应变能释放速率大于临界值时才能发生。应变能释放率（Gh）由下式计算[57]：

式中：h是裂纹尖端到涂层表面的距离；Ex是在x厚度处裂纹尖端的弹性模量；ε为应变；ν为泊松比。

由式（1）可见，Gh随着h的增加而增大，同时，烧结使得涂层的弹性模量E增加，进而使得Gh增加。因此，具有一定厚度的裂纹，积累了较大厚度的能量，其裂纹驱动力更大，则其裂纹优先扩展，当裂纹另一尖端与涂层表面联通时，陶瓷层剥落失效。另一方面，烧结会引起涂层内部裂纹愈合，导致涂层的裂纹扩展抗力（Ghc）局部增加。加热及高温保温过程中，涂层内部不同深度的烧结因温度不同会产生差异，在陶瓷层整体的弹性模量增加的同时，其靠近涂层表面部分的弹性模量增加更快，陶瓷层靠近表面区域的断裂韧度必然高于陶瓷层/TGO 界面处。因此TBCs 在热暴露后，陶瓷层中只有当裂纹上方陶瓷厚度累积到一定程度后裂纹的扩展才会发生。这是陶瓷层烧结刚化引发涂层开裂剥落的主要原因。

3 长寿命TBCs 的新结构设计

由上述分析可知，TBCs 在高温热暴露下，陶瓷层内部由于温度梯度的存在而发生沿厚度方向梯度烧结刚化，使得陶瓷层外层局部易发生外层剥落。这是TBCs 在燃气热冲击下主要的失效形式之一。针对该问题，从抑制陶瓷层开裂剥落的角度出发，可从降低涂层开裂驱动力和增加裂纹开裂阻力两方面入手，抑制涂层的剥落失效，实现TBCs 的长寿命服役。

3.1 降低开裂驱动力的柱状结构涂层

APS 制备的TBCs 在服役过程中易剥落失效的主要原因是热应力引起的裂纹扩展。TBCs 在服役过程中不断处于加热-保温-冷却的热循环之中。涂层和基体之间存在一定的热失配，在温度变化时，会产生一定的热应力。这是陶瓷层开裂的主要驱动力之一[36,58]。TBCs 的服役性能在一定程度上决定于涂层的结构特征。当涂层内部存在大量的垂直裂纹或孔隙时，涂层的应变容限会增加[59]，也就是涂层具有优异的缓和热应变的能力，从而使得引发涂层开裂的应力大幅减小。

具有密集垂直裂纹（dense vertical crack，DVC）结构的涂层是通过对传统APS 工艺进行改进得到的一种柱状涂层。涂层在高温服役过程中，其垂直的孔隙或裂纹会在一定程度上缓解热变形，以此提高涂层的抗热震性能。DVC 结构涂层即在APS 涂层内部引入垂直裂纹，在缓解热应力的同时降低涂层的裂纹扩展驱动力，其典型结构的截面形貌如图12[60-61]。Taylor 等首先提出DVC 结构[61]。在国内，北京航空航天大学的郭洪波教授团队是DVC 结构涂层领域的先驱[61-63]。在涂层沉积过程中，提高基体预热温度、降低喷涂距离，使涂层在垂直方向形成较高的温度梯度，上部的扁平粒子在冷却期间收缩更多，产生更多的垂直裂纹，形成DVC结构。因此，DVC 结构涂层在获得了宏观垂直裂纹的同时，降低了涂层的孔隙率，使涂层更致密，其纵向热导率较APS 涂层更高。

图12 DVC 结构涂层截面形貌[61]Fig. 12 Morphology of the cross-section of DVC coating [61]

电子束物理气相沉积（electron beam-physical vapor deposition, EB-PVD）是制备TBCs 陶瓷层的方法之一，其以真空腔体为工作环境，电子枪发射高能电子束熔化陶瓷靶材，陶瓷再以蒸汽的形式沉积到已经预热的基体表面上[64-65]。图13 是EBPVD 制备涂层的典型截面形貌[66]。EB-PVD 所制备的陶瓷隔热层具有典型的柱状结构，其表面粗糙度也更低，这样的结构特征使涂层在具有较高的应变容限的同时，减少了沉积过程中基体表面孔洞的堵塞，保障了气膜冷却的效果。因此，EB-PVD 涂层具有优异的抗热震性能，其热循环寿命是APS涂层的5～8 倍[10,67]。值得注意的是，EB-PVD 涂层单个柱状晶相对较致密，直接导致了涂层热导率的提升。同时，相邻柱状晶之间的垂直孔隙也给氧气的传递提供了通道，黏结层也更易被氧化[1,68]。除此之外，受限于较高的设备成本和较低的沉积效率，EB-PVD 未在实际工业中大规模应用。目前，EB-PVD 制备的陶瓷隔热层只应用于如航空发动机的涡轮动叶片等工况条件极为苛刻的热端部件[69]。

图13 EB-PVD 制备涂层截面形貌[66]Fig. 13 Morphology of the cross-section of EB-PVD coating [66]

柱状或类柱状结构的涂层，如上述EB-PVD 涂层和DVC 结构涂层，在提高涂层应变容限和抗热震性能的同时，普遍提高了涂层的纵向热导率，无法兼顾其高隔热的性能。而等离子物理气相沉积（plasma spray-physical vapor deposition, PS-PVD）技术结合了传统的APS 和EB-PVD 的优点，在得到柱状结构的同时，柱状晶内具有多尺度孔隙，能够降低热导率，最终得到具有高隔热和高应变容限的涂层[70-71]。与APS 类似，PS-PVD 利用热等离子气体加热材料，以达到120 kW 的能量输出，使涂层材料气化，能够以气相的形式沉积在基体表面上[72-73]。PS-PVD 能够制备大面积，高均匀性的涂层，同时具有优异的绕镀性，能够在形状复杂的部件表面制备涂层[74-75]。对于PS-PVD 工艺，通过调整喷涂距离，改变喷涂材料到达基体的固-液-气三相组分及占比，制备得到四种典型结构，涂层截面形貌见图14[76]。另外，在保留涂层高隔热层状结构的同时，在内部引入垂直裂纹，形成柱状/层状双模型结构涂层，是实现涂层高隔热和高应变容限协同发展的解决方案之一。

图14 PS-PVD 涂层的典型结构形貌[76]（a）沉积距离为450 mm；（b）沉积距离为550 mm；（c）沉积距离为600 mm；（d）沉积距离为1000 mmFig. 14 Typical coating structures of PS-PVD[76]（a）deposited at 450 mm;（b）deposited at 550 mm;（c）deposited at 600 mm;（d）deposited at 1000 mm

3.2 增加开裂阻力的同质多层结构涂层

传统APS TBCs 的裂纹扩展通常从陶瓷层/TGO 层界面开展[76-77]。研究发现TGO 的生长应力和TBCs 各层之间的热失配应力是导致涂层裂纹扩展和最终剥落失效的主要原因之一[78]。另一方面，涂层开裂驱动能量的累积与厚度相关。厚度越大，累积的开裂驱动能量越多，使得靠近TGO 附近的陶瓷层通常要承受较大的开裂驱动力，也是涂层失效的主要区域。因此，可通过设计涂层结构，提高TGO 附近陶瓷层的断裂韧度，从而提高涂层整体的开裂阻力，最终提高TBCs 的服役寿命。在同质异构方面，主要是陶瓷层采用同种材料，通过调控喷涂参数使得陶瓷层呈现不同的结构。西安交通大学李长久教授团队首先提出了长寿命同质异构陶瓷层[79-80]。在进行喷涂时，选用不同特征的喷涂粉末并同时调整基体的预热温度，制备得到多层结构涂层，其结构设计见图15[79]。其中，紧邻黏结层的S-YSZ 层为增韧陶瓷层，通过片层间的连续柱状晶生长得到具有高断裂韧度的相对致密结构，以获得高的抗裂纹扩展能力；顶部的P-YSZ 层为传统APS 陶瓷层，具有层状多孔结构，保持良好的隔热能力；中间的T-YSZ 层为过渡陶瓷层，具有非均匀的多孔结构，目的是增加界面粗糙度，在S-YSZ 和P-YSZ 两层间提供结构和性能的梯度，以达到更优异的整体效果。

图15 多层结构热障涂层示意图[79]Fig. 15 Schematic diagram of structure of the multi-layer TBCs [79]

在同质多梯度多层结构中，不同层的厚度对服役寿命具有较大的影响。对于TBCs 而言，其隔热功能主要由陶瓷层实现，陶瓷层越厚，TBCs 的隔热能力越强[81]，但陶瓷层厚度的增大对涂层寿命造成负面影响。因此，不能抛开涂层厚度而谈TBCs 的隔热能力和寿命。李长久教授团队提出的长寿命同质异构陶瓷层通过控制S-YSZ 层的厚度，提高了整体的抗开裂能力，从而相对常规涂层延长了TBCs 的热循环寿命。其中，增韧层涂层的厚度对涂层寿命的影响见图16[79]。最终发现，在总厚度约300 μm 的TBCs 内加入20～30 μm 厚的增韧陶瓷层，对涂层寿命的延长具有最优的效果，可将涂层的热循环寿命提高约4 倍。

图16 强化陶瓷层厚度对TBCs 热循环寿命的影响[79]Fig. 16 Effect of S-YSZ layer thickness on thermal cyclic lifetime of TBCs [79]

3.3 抗开裂的异质多层结构涂层

在异质多层结构涂层方面，主要将耐高温、低导热新材料与抗开裂YSZ 材料进行多层设计，以弥补新材料抗开裂能力差的缺陷，实现新一代TBCs 的长寿命服役。2.1 节中提到的LZO 是近年来研究的新一代TBCs 陶瓷层材料，相较8YSZ，LZO 具有更低的热导率、更稳定的相结构和更优异的烧结性能。除此之外，LZO 的氧离子电导率极低，几乎不透氧，能够进一步降低TGO 的生长速率，延长TBCs 服役寿命。但是纯LZO TBCs 寿命很短，主要原因在于其相对较小的热膨胀系数（9.1×10-6K-1）和较差的断裂韧度（1.4 MPa·m1/2）[44]。因此，目前LZO 的主要应用是与8YSZ 共同组合形成双层涂层，将LZO 涂层制备于8YSZ 涂层之上，8YSZ 可在一定程度上缓解LZO 力学性能上的不足，增加涂层整体的开裂阻力，使得涂层整体具有更优异的隔热性能，同时减小涂层厚度，降低涂层开裂驱动力，双管齐下，提高涂层的服役寿命[17,82-84]。

在异质多层涂层设计和制备中，在等隔热条件下不同层的厚度比对寿命亦影响较大[85]。本课题组研究了等隔热LZO/YSZ 不同层厚比对涂层寿命的影响，不同层厚比喷涂态横截面特征见图17[86]。研究发现，400 μm YSZ/ 67 μm LZO 双陶瓷层的寿命大约是等隔热500 μm YSZ 的两倍。随着YSZ层厚度的减少，涂层寿命显著降低，如图18 所示[86]。由上可知，通过对多层结构的厚度进行优化设计匹配，能够在保证涂层隔热能力的同时，有效提高涂层的抗开裂能力，从而延长TBCs 的服役寿命。

图17 不同层厚比LZO/YSZ 涂层截面形貌[86]Fig. 17 Morphologies of the cross-sections of LZO/YSZ coatings with different layer thickness ratios [86]

图18 等隔热LZO/YSZ 不同层厚比热循环寿命[86]Fig. 18 Thermal cyclic lifetime of LZO/YSZ with different layer thicknesses [86]

4 结束语

本文基于APS TBCs 的制备方法和结构特征，以LZO 涂层材料为例揭示了TBCs 高温服役过程中结构和性能的演变规律，进而分析了TBCs 失效的主要机制和主导影响因素，进一步总结了抗剥落长寿命涂层的新结构设计。首先，APS TBCs 具有层状多孔结构，具有优异的隔热和协调应变能力。在高温服役过程中，TBCs 内部2D 孔隙的大量愈合是引发涂层力学性能和隔热能力退化的主导结构因素。随后，烧结导致的刚化，致使TBCs 内部开裂驱动力急剧增加，引发微观的裂纹扩展贯通形成大尺度裂纹，最终造成涂层的剥落失效。最后，分别从降低开裂驱动力和增加开裂阻力两方面总结了抗开裂TBCs 的新结构设计方法。

高隔热和长寿命是发展新型高性能TBCs 的核心目标，是涂层从材料选择、结构设计到制备工艺优化所面向的基本导向。在未来的研究中，如何在保证经济适用性的同时兼顾涂层的高隔热和长寿命，将是发展新一代高性能TBCs 的研究方向。