层级热障涂层中弱界面裂纹的相互竞争机理结题摘要

层级热障涂层中陶瓷层间的弱界面显著影响涂层内裂纹的萌生与扩展，不同弱界面裂纹的相互竞争将改变涂层系统的脱粘失效机制。本项目采用数值与试验相结合的方法，研究了热生长氧化物（TGO）形貌、涂层/基底蠕变、服役条件等因素对层级热障涂层应力演化的影响规律，获得了裂纹萌生机理；开发了多界面裂纹扩展数值算法，阐明了层级热障涂层组元特征对弱界面裂纹扩展行为的影响，建立了涂层系统增韧结构设计机制图。研究表明：（1）层级热障涂层在长时氧化过程中，由于高温蠕变的作用，将使涂层系统在高温下形成无应力状态，而在服役冷却阶段，残余应力几乎不受TGO生长的影响，TGO生长导致的非弹性变形才是涂层裂纹萌生的主要原因，而非传统认为的高温生长应力；（2）粗糙界面导致的应力集中主要集中在局部区域范围，当内陶瓷层厚度足够厚时（大于90 μm），TGO引起的应力集中区域与陶瓷层间粗糙界面的应力集中区域互不影响；（3）双陶瓷层热障涂层热震寿命、剥离速率及失效模式均与两层陶瓷层的厚度比密切相关，随着外陶瓷层与内陶瓷层厚度比增加，涂层系统的失效模式逐渐从外陶瓷层的层状剥落，转变成陶瓷层间弱界面附近处的剥离；（4）表面裂纹密度是影响层级热障涂层界面裂纹扩展行为的关键因素，当表面裂纹密度较低时，界面裂纹尖端驱动力对陶瓷层之间的材料性能和几何参数十分敏感，即陶瓷层总厚度较厚、外陶瓷层的厚度比较高、或外陶瓷层模量较高时，均会使得界面裂纹驱动力增加，导致涂层过早剥落；然而，当垂直裂纹密度足够高时，上述影响将会变的十分微弱；因此，在双陶瓷层热障涂层内主动预制足够密集的垂直裂纹，可允许使用更厚和刚度更高的外陶瓷层，从而获得更好的隔热性能;（5）当粘结层具有中等程度的断裂韧性时，陶瓷层内的垂直裂纹首先偏转进入陶瓷层与粘接层界面，在该界面裂纹扩展过程中，粘接层内会发生垂直裂纹萌生，使两个界面同时发生开裂，弱界面裂纹的竞争扩展可一定程度提高涂层应变容限。 2100433B

层级热障涂层是解决重型燃气轮机高温部件超高温热障的重要手段，陶瓷层级间的弱界面会对涂层系统的失效机理产生显著影响。因此，研究涂层中弱界面裂纹间的竞争机理对分析涂层系统失效至关重要。本项目以新型耐高温材料涂覆于传统陶瓷涂层上形成的双陶瓷层热障涂层为对象，发展处理异质材料界面多裂纹任意路径扩展数值算法，结合原位观测断裂实验，研究层级热障涂层中弱界面裂纹的萌生及扩展行为，考察层级组元的几何、材料、界面形貌等特征对弱界面裂纹扩展路径的影响机制，分析不同弱界面处裂纹裂尖驱动力的演变规律，揭示弱界面裂纹间的竞争机理，初步建立层级热障涂层失效准则。本项目的研究可为新型热障涂层结构设计和强度评价提供理论基础。

热障涂层系统要求涂层既有良好的隔热效果，又有抗高温氧化及热冲击性能。针对在腐蚀介质中的特殊要求，还要具有高温耐蚀性能。热障涂层的基本设计思想就是利用陶瓷的高耐热性、抗腐蚀性和低导热性，实现对基体合金材料的保护。热障涂层主要由陶瓷表层和结合底层所组成。

热障涂层不仅可以达到提高抗腐蚀能力，进一步提高发动机工作温度，而且可以减少燃油消耗(据估计近20%)、延长热端部件的使用寿命；与开发新的高温合金材料比较，热障涂层技术的研究发展成本要低得多，工艺也现实可行。因此，热障涂层技术成为未来发动机热端部件高温防护涂层技术的发展方向。另外，热障涂层在轮船、汽车、能源等领域的热端部件上也有着广泛的应用与研究。 2100433B

美国NASA( Nat ionalAeronautics and Space Adm in istration) - Lewis研究中心为了提高燃气涡轮叶片、火箭发动机的抗高温和耐腐蚀性能,早在二十世纪50年代就提出了热障涂层概念。在涂层的材料选择和制备工艺上进行较长时间的探索后, 80年代初取得了重大突破,为热障涂层的应用奠定了坚实基础。文献表明, 先进热障涂层能够在工作环境下降低高温发动机热端部件温度170K左右。随着热障涂层在高温发动机热端部件上的应用, 人们认识到热障涂层的应用不仅可以达到提高基体抗高温腐蚀能力, 进一步提高发动机工作温度的目的,而且可以减少燃油消耗、提高效率、延长热端部件的使用寿命。与开发新型高温合金材料相比, 热障涂层的研究成本相对较低, 工艺也现实可行。

裂纹的形成是连铸过程中力学因素和冶金特性综合作用的结果，从裂纹的形成到出现，必须有作用应力，且材料本身不能承受此应力。因此，要理解连铸中各类裂纹的形成过程，就需要了解应力源和材料的高温特性，特别是延展性。而且需要指出的是，裂纹形成不见得均匀进行，可能有明显的裂纹开始和扩张阶段。下面就几种典型的表面裂纹和内部裂纹的形成机理进行分析。

连铸坯裂纹表面横向裂纹的形成机理

有证据表明，表面横向裂纹的早期形成阶段，出现在结晶器内的高温区，并且与振痕附近的偏析有关。这些区域熔点低，且由于向结晶器的热传输降低，而使温度较高，从而导致热扯裂。当碳含量达到出现包晶的程度时，表面横向裂纹增加，尽管表面横向裂纹的早期形成阶段，可能位于结晶器内，但这些缺陷变大、变多则是在结晶器之后的低温区，当其受到来自各种渠道的应力作用，特别是象铸坯矫直时那样的应力作用时，当这些应力出现在延展性差的温度范围内，表面横向裂纹很严重。由于热延展性受微合金影响强烈，所以有报道认为，这就是微合金元素影响表面横向裂纹的机理，除微合金元素析出物在表面横向裂纹的形核方面起一定作用外，振痕也有利于裂纹的扩张。这是由于振痕下的晶粒尺寸较粗大，且凹口形的几何形状也会使应力集中。

连铸坯裂纹表面纵向裂纹的形成机理

连铸坯表面纵向裂纹的产生往往与表面纵向凹陷相伴随。据认为，连铸坯表面纵向凹陷、裂纹是在结晶器弯月面附近产生，在二冷区得到扩展，因此，其根源在于钢水在结晶器内的凝固行为及其影响因素。各种原因导致的不均匀传热和不均匀凝固会造成铸坯凹陷，凹陷部位冷却和凝固速度比其他部位慢，结晶组织粗化，对裂纹敏感性强。坯壳出结晶器后受到喷水冷却和钢水静压力引起的膨胀作用，在凹陷的薄弱处造成应力集中而产生裂纹。坯壳表面凹陷越深，坯壳厚度不均匀性就越严重，纵裂出现的几率越大。

成分、结晶器状况、过热度、拉速、保护渣甚至是操作等导致的不均匀传热，都增加了铸坯产生表面纵向凹陷和裂纹的几率。

连铸坯裂纹内部裂纹的形成机理

最初在结晶器中形成的2-5mm厚的凝固壳为细小的等轴晶，之后凝固组织变为柱状晶。柱状晶的方向基本上与坯壳表面垂直，且平行于热流方向。随着凝固的进行，S,P等元素发生偏析，在固液界面前沿及枝晶之间富集。含S,P较高的晶界在大体积材料的固相线温度Tsol下仍处于液态，对于与柱状晶方向垂直的拉应力或拉应变而言，处于液相的晶界几乎没有塑性。开始出现零塑性的温度ZDT比固相线温度低30 ~ 70℃,当结晶器摩擦力引起的应力、坯壳鼓肚应力、热应力、矫直应力、以及由于导辊变形、不对中引起的附加机械应力作用于凝固前沿时，凝固界面率先沿柱状晶晶界开裂形成裂纹，并向固相扩展，同时凝固前沿富含溶质元素的钢水有可能被“抽吸”进入裂纹。这就是内裂纹有时伴随着偏折线一起出现的原因。

初始形成的裂纹沿柱状晶晶界向固相扩展，由于温度逐渐降低，塑性和强度逐渐上升，或遇到表层等轴晶区，裂纹扩展被抑制。在随后的凝固过程中，如果凝固前沿继续受到应力或应变的作用，则已形成的内裂纹将随着凝固界面的推进而连续“生长” 。