摘要

熱障涂層(thermal barrier coatings，TBCs)是航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的關(guān)鍵核心技術(shù)之一，可顯著提高發(fā)動機(jī)工作溫度，提升發(fā)動機(jī)推力和工作效率；但另一方面，更高的發(fā)動機(jī)工作溫度使得葉片及其表面TBCs遭受嚴(yán)重的環(huán)境沉積物(主要成分為CaO、MgO、Al2O3和SiO2，簡稱CMAS)腐蝕，造成過早失效。CMAS腐蝕已成為限制TBCs工作溫度和服役壽命的難題，抗腐蝕防護(hù)是目前TBCs領(lǐng)域研究的重點(diǎn)。本文首先綜述了學(xué)者們對TBCs CMAS腐蝕問題的認(rèn)識歷程以及CMAS本身特性，再簡述了TBCs的CMAS腐蝕機(jī)理，重點(diǎn)從TBCs的表面防護(hù)層設(shè)計、涂層成分改性、新型抗腐蝕涂層材料開發(fā)以及涂層結(jié)構(gòu)設(shè)計等方面闡述了國際上目前TBCs的抗CMAS腐蝕防護(hù)方法，最后對TBCs的超高溫環(huán)境應(yīng)用及腐蝕防護(hù)發(fā)展方向進(jìn)行了展望。

關(guān)鍵詞： 燃?xì)鉁u輪發(fā)動機(jī) ; 熱障涂層 ; CMAS腐蝕 ; 失效機(jī)理 ; 防護(hù)方法

航空發(fā)動機(jī)的推重比是指發(fā)動機(jī)產(chǎn)生的推力與其自身重量的比值，高推重比是航空發(fā)動機(jī)的永恒追求。但是，隨著推重比的提高，發(fā)動機(jī)渦輪前進(jìn)口溫度將大幅增加。單靠發(fā)展發(fā)動機(jī)葉片合金材料已難以滿足高推重比航空發(fā)動機(jī)的發(fā)展需求[1,2]，因此，熱障涂層(thermal barrier coatings，TBCs)技術(shù)應(yīng)運(yùn)而生。TBCs是降低高溫環(huán)境下合金表面溫度的一種有效熱防護(hù)技術(shù)，可顯著提高葉片承溫能力，提升發(fā)動機(jī)推重比和工作效率等，一般包括陶瓷層、粘結(jié)層以及熱生長氧化物(thermal grown oxidation，TGO)[3,4]。目前，航空發(fā)動機(jī)中最廣泛使用的陶瓷層是Y2O3部分穩(wěn)定ZrO2 (yttria partially stabilized zirconia，YSZ) TBCs，常用的制備方法有大氣等離子噴涂(air plasma spraying，APS)、電子束物理氣相沉積(electron beam physical vapor deposition，EB-PVD)以及近幾年迅速發(fā)展的等離子物理氣相沉積技術(shù)(plasma spray-physical vapor deposition，PS-PVD)。

TBCs工作環(huán)境惡劣，服役條件苛刻，失效機(jī)理復(fù)雜，長壽命TBCs的研發(fā)依然任重道遠(yuǎn)。高溫的服役環(huán)境會導(dǎo)致YSZ涂層發(fā)生亞穩(wěn)四方相(t′)分解，在隨后冷卻過程中相變形成單斜相(m)，并伴隨3%~4%的體積膨脹，造成涂層開裂；高溫還會加速涂層燒結(jié)，破壞涂層的微結(jié)構(gòu)，減少孔隙率，降低隔熱性能和涂層的應(yīng)變?nèi)菹轠5~7]。此外，由于氧化，粘結(jié)層和陶瓷涂層之間會產(chǎn)生TGO；如果TGO生長過厚，其熱膨脹系數(shù)(coefficient of thermal expansion，CTE)與陶瓷涂層失配產(chǎn)生較大內(nèi)應(yīng)力，加速涂層剝落失效[8,9]。

除上述失效機(jī)理外，高溫腐蝕也是TBCs失效的一個重要原因。航空飛機(jī)執(zhí)行任務(wù)的實(shí)際工況中，發(fā)動機(jī)會攝入大量沙塵、火山灰、跑道碎屑以及各種環(huán)境污染物，這些吸入物在高溫下附著于發(fā)動機(jī)熱端部件(如渦輪葉片、燃燒室壁等)；研究發(fā)現(xiàn)沉積物的成分主要為CaO、MgO、Al2O3和SiO2，簡稱CMAS。CMAS的熔點(diǎn)隨成分變化而變化，但一般來說，當(dāng)工作溫度超過1200℃時，CMAS即開始熔化，高溫熔體會沿著葉片表面TBCs中微裂紋、孔隙內(nèi)滲，同時與涂層組分反應(yīng)，造成涂層相成分和微觀結(jié)構(gòu)破壞，加速涂層失效，使得葉片合金直面高溫燃?xì)?，損害發(fā)動機(jī)性能[10]。此外，CMAS還會堵塞葉片冷卻通道，造成局部過燒。Smialek等[11]在沙土聚集且夏季常有沙塵暴和霾的地區(qū)服役的直升機(jī)渦輪機(jī)葉片上發(fā)現(xiàn)了沉積的沙子，這些沙子粒徑小于10 μm，能夠繞過顆粒分離器進(jìn)入冷卻和燃燒系統(tǒng)，在燃燒的氣體中反應(yīng)并主要以CaSO4和其他結(jié)晶硅酸鹽的形式沉積到渦輪葉片上，并產(chǎn)生冷卻孔堵塞問題，但是由于CaSO4熔點(diǎn)高，通常不會觀察到過度腐蝕。Borom等[12]研究了在燃燒室、渦輪軸發(fā)動機(jī)和渦輪螺旋槳發(fā)動機(jī)上TBC的剝落原因，發(fā)現(xiàn)都與高溫熔融相的沉積和滲透有關(guān)，而熔融相中都存在CaO、MgO、Al2O3和SiO2，也就是CMAS。Mercer等[13]研究表明，當(dāng)渦輪葉片表面溫度達(dá)到CMAS的熔點(diǎn)時，會激活一種冷沖擊分層的機(jī)制，這種機(jī)制會導(dǎo)致涂層的分層和剝落。隨著研究深入，研究者們意識到CMAS對TBC的危害極大。發(fā)展至今，CMAS腐蝕問題已成為當(dāng)前TBCs領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)和難點(diǎn)。因此，揭示CMAS腐蝕導(dǎo)致的TBCs失效機(jī)理，建立TBCs的CMAS腐蝕防護(hù)方法，研發(fā)抗CMAS腐蝕的TBCs新材料和新結(jié)構(gòu)，是TBCs研究亟待解決的難題，是提高發(fā)動機(jī)性能和壽命的迫切要求，是高性能航空發(fā)動機(jī)研制的關(guān)鍵保證。

1 CMAS腐蝕問題的發(fā)現(xiàn)

關(guān)于環(huán)境沉積物腐蝕的認(rèn)識和研究最早見于Smialek等[14]的報道。他們發(fā)現(xiàn)當(dāng)一個地區(qū)的空氣沙塵濃度較高、霧霾多發(fā)時，在此地區(qū)服役的直升機(jī)的發(fā)動機(jī)葉片上存在玻璃狀沉積物，并認(rèn)識到它對航空發(fā)動機(jī)運(yùn)行的潛在危害。Shifler和Choi[15]較早地發(fā)現(xiàn)在服役溫度較低的船舶發(fā)動機(jī)部件中出現(xiàn)了類似于航空發(fā)動機(jī)部件受CMAS腐蝕的后果。Toriz等[16]指出在渦輪導(dǎo)向葉片中應(yīng)用的TBC需要面臨極其惡劣的服役環(huán)境，其失效主要原因是熱循環(huán)、粘結(jié)層的氧化以及一些固體顆粒的沉積引發(fā)的腐蝕。為研究失效過程和機(jī)理，他們收集了一個飛機(jī)發(fā)動機(jī)葉片，這架飛機(jī)長期飛行于沙塵濃度較高的國家。研究發(fā)現(xiàn)，高于1200℃時，這些沉積物就會熔化并撞擊在葉片表面，熔融的碎片可以進(jìn)入多孔TBC結(jié)構(gòu)，并腐蝕涂層，或者通過熱失配引起應(yīng)力增加，從而減少涂層的熱循環(huán)壽命。Kim等[17]使用Allison T56和Whitney F-100發(fā)動機(jī)的燃燒室、點(diǎn)火器、燃料噴嘴和第一級高壓渦輪葉片設(shè)計和建造了2個熱段實(shí)驗(yàn)系統(tǒng)，以研究2種火山物質(zhì)攝入燃?xì)鉁u輪發(fā)動機(jī)時的行為。他們發(fā)現(xiàn)，如果灰塵堵塞噴頭冷卻孔，即使最初沒有沉積，也會對葉片造成損壞。這種堵塞會導(dǎo)致葉片在正常渦輪機(jī)入口溫度運(yùn)行條件下?lián)p傷失效。Stott等[18]研究了服役于熱帶沙漠氣候地區(qū)的飛機(jī)發(fā)動機(jī)沉積物后指出：沉積物是一種具有透輝石型結(jié)構(gòu)的鈣鎂鋁硅酸鹽玻璃，YSZ TBC在1300~1600℃的溫度下易受熔融砂和玻璃碎片的腐蝕，其精確機(jī)理受熔體組成的影響：含Ca量較低的沉積物腐蝕過程主要消耗穩(wěn)定劑Y2O3；含Ca量較高的沉積物會消耗Y2O3和ZrO2造成相轉(zhuǎn)變。由于這些沉積物的存在會導(dǎo)致飛機(jī)發(fā)動機(jī)葉片的失效，嚴(yán)重危害飛機(jī)服役的安全性。因此，研究者致力于通過研究沉積物的一系列物理、化學(xué)性質(zhì)以及其對發(fā)動機(jī)的危害機(jī)理，借此尋找相應(yīng)的解決方法。

2 CMAS特性

CMAS化學(xué)成分十分復(fù)雜，一些學(xué)者對其成分進(jìn)行了分析。TBC多應(yīng)用于渦輪機(jī)葉片，Smialek等[11]分析了直升機(jī)渦輪葉片上非晶態(tài)沉積物后發(fā)現(xiàn)，其中SiO2、CaO、Al2O3、Fe2O3和MgO含量較高，同時也含有少量Na和K等。Borom等[12]研究了TBC表面的環(huán)境沉積物后發(fā)現(xiàn)，無論操作條件和地理位置如何，沉積物的組成都很相似，主要為CaO、MgO、Al2O3和SiO2。Aygun等[19]對所獲得的沙礫進(jìn)行X射線熒光譜分析后發(fā)現(xiàn)，其成分為50SiO2-38CaO-5MgO-4Al2O3-FeO3-Na2O-K2O。通過對比不難發(fā)現(xiàn)，無論地理位置、服役環(huán)境如何，沉積物始終含有CaO、MgO、Al2O3和SiO2，且含量較高，其余除鐵氧化物以外的成分會隨地點(diǎn)變化而變化，因此將沉積物簡稱為CMAS。

CMAS的熔點(diǎn)往往隨著成分的變化有差異，Smialek等[11]發(fā)現(xiàn)的硅酸鹽沉積物熔點(diǎn)約為1135℃，Borom等[12]對環(huán)境沉積物進(jìn)行差熱分析后得出其熔點(diǎn)約為1200℃，Gledhill[20]分析了褐煤灰和火山灰發(fā)現(xiàn)，它們的初始熔化溫度分別約為1150和1100℃。隨著研究深入，學(xué)者們得出：CMAS的熔點(diǎn)是一個區(qū)間，一般在1100~1250℃[21~23]，所以當(dāng)溫度超過1250℃時，CMAS會處于完全熔融狀態(tài)。作為CMAS重要來源之一的火山灰，其化學(xué)和物理狀態(tài)更加復(fù)雜。Song等[10]采集了全球9座火山的火山灰樣本，系統(tǒng)分析了天然火山灰的熔融過程。Naraparaju等[24]比較了合成的CMAS和來自冰島埃亞菲亞德拉冰蓋冰川火山、日本櫻島火山的火山灰熔點(diǎn)，發(fā)現(xiàn)合成的CMAS熔點(diǎn)最高，達(dá)1250℃；隨后是日本和冰島火山灰，分別為1170和1150℃。這說明在發(fā)動機(jī)工作環(huán)境中，CMAS可能在較低溫度下就開始熔化，因此熔融態(tài)持續(xù)時間更持久、滲透時間更長。

CMAS與TBCs的相互作用行為還受CMAS的熔體組成、黏度以及其在涂層表面的附著、潤濕、擴(kuò)散、鋪展和溫度的影響。涂層表面熔融CMAS在達(dá)到平衡狀態(tài)之前會經(jīng)歷一個較為短暫的擴(kuò)散過程和相對較長的液體流動階段，其中熔體流動是受熔體黏度的控制[25,26]，CMAS的黏度與其成分和環(huán)境溫度密切相關(guān)。作用在TBCs表面熔融的CMAS與涂層組分反應(yīng)，隨著SiO2的消耗和熔體中稀土陽離子溶解量增大，熔體的黏度會降低；而CaO和MgO等氧化物的消耗及ZrO2溶解量增加，會使得熔體黏度增加[27,28]。同時，黏度對溫度的變化也十分敏感，具體表現(xiàn)在黏度會隨著溫度降低而顯著上升[29]。Song等[30]研究了1040~1450℃溫度范圍內(nèi)CMAS在TBCs表面的接觸角，發(fā)現(xiàn)溫度升高，熔融CMAS與涂層表面接觸角減小，表明熔體黏度下降。Li等[31]通過分子動力學(xué)模擬了CMAS在YSZ表面的潤濕過程，通過分析接觸角、黏合功、表面張力和黏度這幾個參數(shù)估計了可潤濕性，結(jié)果表明YSZ表面的氧離子分布是影響CMAS在涂層表面的潤濕性的關(guān)鍵，并指出CMAS熔體在YSZ(110)上最容易潤濕，因?yàn)檠蹶庪x子的濃度增加，容易被CMAS中的陽離子吸引。

CMAS的黏度及其滲透行為同時還受自結(jié)晶的影響。Guo等[32]研究了CMAS自結(jié)晶產(chǎn)物與加熱、冷卻速率和保溫溫度之間的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速率降低，結(jié)晶產(chǎn)物依次為透輝石、硅灰石和鈣長石，且結(jié)晶層厚度增加。當(dāng)溫度低于1050℃時，結(jié)晶形成透輝石和黃鐵礦相；而在較高的溫度下，黃長石轉(zhuǎn)變?yōu)殁}長石和硅灰石，但與加熱速率無關(guān)。這些自結(jié)晶產(chǎn)物的形成將降低熔體的黏度，在一定程度上可以減緩CMAS的滲透。

3 熱障涂層CMAS腐蝕機(jī)理

TBCs中設(shè)計有一些微裂紋、孔隙，甚至柱狀微結(jié)構(gòu)[33]，如圖1[34]所示，這有助于提高涂層的應(yīng)變?nèi)菹蓿纳瓶篃嵴鹦阅躘35]。但是，這樣的微結(jié)構(gòu)也使得熔融CMAS極易滲入，加速涂層破壞和失效。研究[36~38]表明，CMAS作用下TBC的失效一般是熱化學(xué)和熱機(jī)械的耦合作用。

圖1  不同制備方法的氧化釔部分穩(wěn)定氧化鋯(YSZ)涂層截面微觀結(jié)構(gòu)[34]

為解析TBCs的CMAS腐蝕機(jī)理，研究者們開展了大量的研究工作。Mercer等[13]分析了退役發(fā)動機(jī)的渦輪葉片，發(fā)現(xiàn)在最高的表面溫度下，沉積在表面的CMAS可以穿透TBCs，改變其近表面的力學(xué)性能，增強(qiáng)層裂傾向，并提出了冷沖擊分層和柱晶斷裂失效機(jī)理。Kr?mer等[39]評估了航空發(fā)動機(jī)上具有較厚TBCs的固定部件(特別是護(hù)罩)，發(fā)現(xiàn)服役于最高溫度下的涂層中CMAS滲透深度約為涂層厚度的一半；利用Raman位移法測量了被滲透TBCs的橫截面殘余應(yīng)力梯度，發(fā)現(xiàn)上表面是拉應(yīng)力，底部為壓應(yīng)力，這有助于預(yù)測裂紋和層裂現(xiàn)象。Wu等[40]研究了CMAS作用下YSZ的微觀結(jié)構(gòu)及熱物理、機(jī)械性能，發(fā)現(xiàn)CMAS中Si和Ca進(jìn)入涂層后會嚴(yán)重加劇涂層燒結(jié)，相互作用后還會導(dǎo)致t′相轉(zhuǎn)變?yōu)閙相，縮短涂層壽命；涂層的孔隙率從25%降低到5%；在1200℃下的熱擴(kuò)散率從0.3 mm2/s增加到0.7 mm2/s，表明隔熱效果顯著降低，涂層的顯微硬度也增加了約40%。

為更加深入、簡便地研究CMAS腐蝕熱障涂層的具體過程和機(jī)理，研究人員建立了CMAS和TBCs相互作用的實(shí)驗(yàn)室模型并不斷完善。2者的作用與溫度密切相關(guān)：在較低的溫度下，CMAS顆粒持續(xù)撞擊涂層，造成磨損腐蝕和涂層的局部脫落[41,42]；在較高的溫度下，CMAS會轉(zhuǎn)變?yōu)槿廴趹B(tài)并黏附、潤濕涂層表面，沿著涂層內(nèi)部聯(lián)通的孔隙和裂紋滲入，同時與涂層反應(yīng)，破壞涂層相組成和微結(jié)構(gòu)。

高溫下CMAS對TBCs的破壞主要分為熱化學(xué)和熱機(jī)械2方面，如圖2[13,43]所示。熱化學(xué)方面，有研究者[40,44]發(fā)現(xiàn)，反應(yīng)初期在涂層表面的CMAS中可以觀察到“起泡”現(xiàn)象，這可能是涂層中本來存在的氣體由于高溫向外擴(kuò)散而被困在涂層表面的CMAS中。反應(yīng)過程中，Si、Ca和Al等元素進(jìn)入涂層，在CMAS和涂層界面處開始反應(yīng)，形成尖晶石等產(chǎn)物；同時，YSZ涂層中的Y2O3溶于CMAS中促使t‘相YSZ失穩(wěn)、溶解，并重新沉淀形成球狀m-ZrO2，此轉(zhuǎn)變通常伴隨3%~5%的體積膨脹，導(dǎo)致裂紋[12,45]。以上作用破壞了涂層的相穩(wěn)定性和微觀結(jié)構(gòu)完整性，加速了涂層的失效。

圖2  高溫下CMAS (CaO、MgO、Al2O3和SiO2)對熱障涂層(TBCs)的破壞[13,43]

在熱機(jī)械方面，冷卻后的熔融CMAS填充涂層的孔隙和微裂紋，會導(dǎo)致涂層變得更加致密，顯著降低陶瓷涂層的應(yīng)變?nèi)菹?；CMAS中的Si會擴(kuò)散至涂層中而加速YSZ的燒結(jié)，增大涂層的彈性模量、降低應(yīng)變?nèi)菹藓透魺嵝Ч４送?，CMAS滲入涂層后還會改變涂層的CTE，導(dǎo)致涂層中反應(yīng)區(qū)和未反應(yīng)區(qū)CTE失配，CMAS滲透深度的差異會導(dǎo)致涂層不同部位的彈性模量和CTE變化不一致。這一系列的涂層微結(jié)構(gòu)、熱力學(xué)性能參量的變化會加大熱循環(huán)過程中TBCs的應(yīng)力，最終導(dǎo)致涂層剝落[46~48]。

4 熱障涂層的CMAS腐蝕防護(hù)方法

由于CMAS引起TBCs損傷和失效的原因非常復(fù)雜，因此針對CMAS腐蝕的防護(hù)方法也各不相同。Rai等[49]較早總結(jié)了TBCs的3種CMAS腐蝕防護(hù)方法，可分為：非滲透性涂層、犧牲性防護(hù)涂層以及多層復(fù)合的防護(hù)涂層(通常是非滲透性涂層、犧牲性涂層以及不潤濕涂層的復(fù)合涂層)。非滲透性涂層是一種致密、無裂紋、無孔的層，包括氧化物、非氧化物或金屬涂層等，沒有反應(yīng)過程；而犧牲性防護(hù)涂層內(nèi)某些成分會與環(huán)境沉積物反應(yīng)，生成更難滲透的物質(zhì)；不潤濕的防護(hù)層著重改進(jìn)涂層的表面質(zhì)量，使熔融的物質(zhì)無法潤濕涂層表面，從而減緩了熔體滲透。這3種方法旨在減緩CMAS的滲入和化學(xué)反應(yīng)以及減少CMAS在表面的附著，本質(zhì)上是在表面制備一層防護(hù)層，直接阻擋CMAS滲入，屬于物理方法[48,50~53]。同時，近年來出現(xiàn)了很多其他抗CMAS的腐蝕方法，比如：改性YSZ涂層(促使環(huán)境沉積物結(jié)晶或與其反應(yīng)直至消耗完沉積物)、新型的熱障涂層材料和TBC的結(jié)構(gòu)設(shè)計。以上所述的方法各有優(yōu)劣，但改性YSZ涂層和開發(fā)新型熱障涂層體系的方法更受研究者青睞，更具發(fā)展?jié)摿Α?/span>

4.1 表面防護(hù)層

非滲透性涂層的主要特征有連續(xù)、致密、無裂紋，它可以包含氧化物、非氧化物或金屬涂層，是通過材料的物理特征直接阻擋熔體滲透。根據(jù)Hasz等[52,53]的專利，阻止熔融CMAS最有效的非滲透涂層有Pd-Ag (80%~20%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))、Pd、Pt、SiC、SiO2、Ta2O5、CaZrO3、MgAlO4、SiOC及其混合物。Wang等[54]比較了表面鍍Pt層和EB-PVD制備Gd2Zr2O7 (GZO)層對YSZ涂層CMAS腐蝕的防護(hù)效果，發(fā)現(xiàn)Pt層的非滲透特性可以顯著阻止熔體滲入，但GZO的效果較差，可能原因是體系的熱膨脹不匹配致使涂層微裂紋和孔隙擴(kuò)大，如圖3[54]所示。Liu等[55]發(fā)現(xiàn)鍍Pt的YSZ涂層雖然可以阻止CMAS熔體滲入，但是Pt層的穩(wěn)定性較差，隨著熱處理時間延長，Pt層部分溶解在熔融CMAS中，厚度減小。因此，鍍Pt層雖然對TBCs的抗CMAS腐蝕有積極作用，但是Pt層與熔融CMAS之間的熱化學(xué)相容性有待提高。何箐等[50]在孔隙率為12.9%的8YSZ涂層表面制備厚度為10~20 ?m的致密Al2O3防護(hù)層后，涂層的熱沖擊壽命提高了4.4倍；同時，致密度的提高以及Al2O3防護(hù)層的制備均能改善表面粗糙度，有效緩解了CMAS的黏附、滲入以及提高接觸界面CMAS的穩(wěn)定性。Zhang等[56~59]采用直流磁控濺射法在TBCs表面沉積了柱狀A(yù)l膜，真空熱處理后通過Al和ZrO2的反應(yīng)原位生成了α-Al2O3層。結(jié)果表明，真空熱處理后的Al沉積TBCs具有更好的抗CMAS腐蝕性，其中原因可能是α-Al2O3填充了部分YSZ涂層中的孔隙和裂紋，阻止熔融CMAS的滲透。同時，CMAS與α-Al2O3反應(yīng)形成CaAl2Si2O8和MgAl2O4層，其結(jié)構(gòu)致密，有抑制CMAS進(jìn)一步滲透的作用。此外，Zhang等[60,61]還比較了CMAS在原始態(tài)TBCs和Al改性TBCs上的吸附性和鋪展性；結(jié)果表明，與原始態(tài)TBCs相比，Al改性TBCs具有較低的吸附質(zhì)量和較小的鋪展面積。此外，Guo等[62]比較了APS和PS-PVD方法在YSZ涂層上沉積Al2O3的性能，通過對比發(fā)現(xiàn)PS-PVD沉積的Al2O3層熱循環(huán)和抗CMAS腐蝕性能更好。

圖3  CMAS作用下1250℃熱處理4 h后鍍Pt YSZ涂層的截面微觀結(jié)構(gòu)和Si元素EDS結(jié)果[54]

不潤濕涂層是通過提供對熔融CMAS不潤濕的表面，使涂層與熔體之間的接觸達(dá)到最小化。這種材料旨在降低熔融沉積物通過毛細(xì)作用穿透TBCs的能力，并增強(qiáng)高溫下涂層的完整性。Rai等[49]制備了幾乎無裂紋的Pd涂層，在簡短的等溫(1260℃、10 min)實(shí)驗(yàn)中，Pd層提供了非常優(yōu)越的抗CMAS腐蝕性能和不潤濕性，但其多孔結(jié)構(gòu)并不能完全阻止CMAS滲透。

可以發(fā)現(xiàn)，只追求材料的非滲透、不潤濕性是不太現(xiàn)實(shí)的，2種特性在一種材料上很難兼得。同時，理想的非滲透材料多是致密無孔隙，雖然可以阻止熔體滲透，但其隔熱性和應(yīng)變?nèi)菹掭^低。在8YSZ涂層上制備致密防護(hù)層如Al膜、Pt層等，阻止CMAS滲透效果突出。然而，沉積后的涂層與8YSZ涂層的結(jié)合沒有詳細(xì)研究；沉積的Al膜勢必影響8YSZ熱障涂層的熱應(yīng)力釋放；Al膜由于致密性良好，對涂層的抗熱震性能、熱循環(huán)壽命性能也會造成不良影響，同時Al膜較薄，熱循環(huán)過程中容易剝落，影響腐蝕防護(hù)效果。而在追求材料表面的不潤濕特性時要結(jié)合具體的材料，如Ye等[63]發(fā)現(xiàn)CMAS對m-YTaO4的潤濕性比YSZ差，有利于提高其耐腐蝕性，而m-YTaO4本身也具有良好的抗CMAS腐蝕性能。Guo等[64]研究了表面粗糙度對YSZ、GdPO4和LaPO4塊體抗CMAS腐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過表面拋光處理后，熔融CMAS在這些塊材表面的潤濕性更低、鋪展面積更小，表明適當(dāng)?shù)谋砻嫣幚砜梢再x予涂層更好的抗CMAS腐蝕性能。因此，在現(xiàn)有的材料基礎(chǔ)上進(jìn)行改性使其具備一定的非滲透、不潤濕特性，同時結(jié)合其他防護(hù)方法是未來TBCs抗CMAS腐蝕研究重點(diǎn)探索的方向。

4.2 改性YSZ涂層材料促使CMAS結(jié)晶

熔融CMAS的結(jié)晶會影響熔體的成分、黏度以及滲透動力學(xué)，研究CMAS的結(jié)晶行為和機(jī)理可為探究CMAS在涂層內(nèi)的滲入以及與涂層的相互作用規(guī)律提供基礎(chǔ)和指導(dǎo)。CMAS熔體的結(jié)晶行為由溫度梯度和成分共同決定。在沒有與涂層相互作用但存在溫度梯度的情況下，CMAS會產(chǎn)生“自結(jié)晶”行為；當(dāng)CMAS與TBCs相互作用時，熔體就可能發(fā)生“反應(yīng)性結(jié)晶”行為。

Guo等[32]的研究表明，CMAS熔體自結(jié)晶行為和產(chǎn)物受加熱、冷卻速率以及溫度的影響較大。在空冷過程中，CMAS自結(jié)晶被抑制；隨著冷卻速率的降低，透輝石、硅灰石和鈣長石依次生成晶相，結(jié)晶層厚度增加。在停留溫度不高于1050℃的加熱過程中，形成透輝石和磷灰石相等自結(jié)晶產(chǎn)物；在較高的停留溫度(1150和1250℃)下，透輝石仍然存在，而鈣長石轉(zhuǎn)變?yōu)殁}長石和硅灰石。研究[32]還指出，盡管自結(jié)晶可以減緩CMAS在TBCs中的滲入，但保護(hù)TBCs免受CMAS腐蝕的效果卻有限，需要發(fā)展其他的CMAS腐蝕防護(hù)方法。

通過對YSZ涂層進(jìn)行成分改性，促使與CMAS的反應(yīng)結(jié)晶是一種減緩熔融CMAS滲入的有效方法[65]。有報道[66~68]稱TiO2、Cr2O3、ZrO2是熔融CMAS結(jié)晶的有效形核劑。Webster等[69]研究了TiO2對CMAS結(jié)晶行為的影響，發(fā)現(xiàn)TiO2添加量為12.5%~20% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))時可作為CMAS熔體中的形核劑，有助于黃長石、白云母以及含Ti透輝石的結(jié)晶。Shi等[66]在CMAS基玻璃陶瓷中加入了Cr2O3，有效降低了結(jié)晶溫度并促使透輝石結(jié)晶，同時還細(xì)化了透輝石晶粒。通過CMAS的反應(yīng)結(jié)晶，可降低CMAS熔體的黏度，而且TBCs中已滲入的CMAS的結(jié)晶可阻塞后續(xù)CMAS繼續(xù)滲入的通道，降低CMAS的持續(xù)腐蝕能力。

Fang等[70]將莫來石、Al2O3-SiO2分別與YSZ以不同的比例預(yù)混合，發(fā)現(xiàn)引入莫來石、Al2O3-SiO2促使CMAS形成鈣長石可以減少熔體滲入涂層。Aygun等[19]提出YSZ + Al2O3 + TiO2的涂層組分，并成功制備了該涂層，展現(xiàn)出了良好的抗CMAS腐蝕性能：CMAS溶解涂層組分后引起熔體中Al、Ti含量升高，其中Al改變了原始CMAS的成分，Ti作為形核劑，導(dǎo)致熔體加速析出CaAl2Si2O8、MgAl4O4結(jié)晶相；這些結(jié)晶產(chǎn)物熔點(diǎn)高，構(gòu)成的結(jié)晶層結(jié)構(gòu)致密，能夠有效阻止CMAS的滲入。Guo等[71]研究發(fā)現(xiàn)，MAX相化合物(“Mn + 1AXn相”簡稱MAX相，其中M為過渡族金屬元素，A為主族元素，X為C或者N) Ti2AlC可高度抵抗CMAS侵蝕，并進(jìn)一步指出經(jīng)過預(yù)氧化處理后Ti2AlC促使CMAS結(jié)晶、抑制熔體滲透的能力更佳[72]，因?yàn)轭A(yù)氧化在Ti2AlC表面形成連續(xù)的Al2O3層和TiO2粒子，Al2O3與熔融的CMAS反應(yīng)形成鈣長石相，而TiO2以富Ti顆?；騎i溶解(存在含量閾值)的形式作為形核劑促使結(jié)晶，如圖4[72]所示。

圖4  熱處理后Ti2AlC的截面和元素的EDS結(jié)果[72]

4.3 抗CMAS腐蝕TBCs新材料

新一代先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)的推重比顯著提高，渦輪前進(jìn)口溫度大幅增加，使得YSZ涂層面臨嚴(yán)重的燒結(jié)、相變等問題，造成涂層功能退化和過早失效。因此，新型超高溫高隔熱TBCs的研發(fā)勢在必行[73]。當(dāng)在更高的服役溫度下工作，TBCs的CMAS腐蝕問題將更為嚴(yán)重，因此新型TBCs的CMAS腐蝕行為和抗腐蝕機(jī)理引起關(guān)注[74]。

4.3.1 鈣鈦礦

鈣鈦礦具有高熔點(diǎn)、高熱膨脹系數(shù)以及低熱導(dǎo)等優(yōu)點(diǎn)。Vassen等[75]研究鈣鈦礦型材料SrZrO3和BaZrO3發(fā)現(xiàn)，SrZrO3會于730℃發(fā)生相變并伴隨體積膨脹；BaZrO3則顯示出相對較差的熱穩(wěn)定性和化學(xué)穩(wěn)定性，不宜直接作為TBCs材料。但是，鈣鈦礦的晶體結(jié)構(gòu)可以容納其他離子，該特點(diǎn)為其提供了便于改性的結(jié)構(gòu)基礎(chǔ)。Ma等[76]采用Yb2O3和Gd2O3摻雜SrZrO3，改善了SrZrO3的缺陷，提高了其作為TBCs應(yīng)用材料的潛力；他們還研究了SrZrO3和YSZ形成的雙陶瓷層TBCs，發(fā)現(xiàn)其1250℃熱循環(huán)壽命是SrZrO3涂層的2倍以上[77]。Guo等[78]和Yu等[79]研究了新型鈣鈦礦TBCs材料BaLn2Ti3O10 (Ln = La、Nd)的CMAS腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)該材料中的Ba能進(jìn)入CMAS中并促使結(jié)晶出鋇長石；BaLn2Ti3O10與CMAS反應(yīng)形成由磷灰石和CaTiO3組成的連續(xù)致密結(jié)晶層，可有效阻擋熔融CMAS滲入，其抗CMAS腐蝕性能非常優(yōu)越。Ba2REAlO5是鈦礦結(jié)構(gòu)的一種變體，由于其結(jié)構(gòu)中缺少1/6的O原子，點(diǎn)陣中O空位濃度大，具有超低的熱導(dǎo)率和彈性模量，且抗CMAS腐蝕性能優(yōu)異，其中Ba2DyAlO5與熔融CMAS的反應(yīng)結(jié)晶速率最快，抗CMAS腐蝕能力最強(qiáng)[80~82]。

4.3.2 稀土鋯酸鹽

稀土鋯酸鹽具有燒綠石和缺陷型螢石2種晶體結(jié)構(gòu)，熔點(diǎn)高、相穩(wěn)定性好、熱導(dǎo)率低，是一種極富應(yīng)用前景的超高溫TBCs材料，具有代表性的是Gd2Zr2O7和La2Zr2O7[83~85]。特別地，稀土鋯酸鹽的抗CMAS腐蝕性能非常好，如熔融CMAS在Gd2Zr2O7表面，2者可在數(shù)十秒內(nèi)快速反應(yīng)，形成高熔點(diǎn)的磷灰石相，并且促使熔體結(jié)晶，在2者的界面形成連續(xù)致密反應(yīng)層，有效抑制CMAS持續(xù)內(nèi)滲[86]。但是，稀土鋯酸鹽的斷裂韌性不高，使得涂層的熱循環(huán)壽命不理想，因此增韌是稀土鋯酸鹽作為TBCs材料的研究重點(diǎn)。Wang等[87]在稀土鋯酸鹽中摻雜Sc2O3，研究了摻雜量對材料力學(xué)性能和熱膨脹系數(shù)的影響規(guī)律，優(yōu)化出的摻雜量為10% (摩爾分?jǐn)?shù)，下同)；他們[87~89]還采用成分的非化學(xué)計量比設(shè)計改善了稀土鋯酸鹽的熱膨脹系數(shù)和韌性。此外，Wang等[90]還在稀土鋯酸鹽中摻雜LaPO4第二相，顯著提高了韌性，不僅闡明了韌化機(jī)理，還指出最優(yōu)摻雜量為30%，并采用等離子噴涂方法制備了納米結(jié)構(gòu)Gd2Zr2O7-30%LaPO4 TBCs；研究了其CMAS腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)該涂層的抗CMAS腐蝕性能優(yōu)于Gd2Zr2O7 TBCs，原因在于P可加速涂層與CMAS的反應(yīng)形成致密阻擋層。CMAS作用下，Gd2Zr2O7-30%LaPO4涂層表面形成的致密反應(yīng)層可分為2個亞層，下層由Gd-La-P磷灰石組成，而上層由Gd-La-P磷灰石、鈣長石、尖晶石和四方ZrO2相組成，在長時間的熱處理中該反應(yīng)層能保持良好的穩(wěn)定性，可有效阻止熔融CMAS持續(xù)內(nèi)滲[91]。

4.3.3 稀土磷酸鹽

稀土磷酸鹽(LnPO4，Ln = 稀土元素)的熱導(dǎo)率低、高溫相穩(wěn)定性好、抗熔鹽和CMAS腐蝕能力強(qiáng)，而且相比其他超高溫TBCs候選材料(如稀土鋯酸鹽)，它的韌性更高，因此LnPO4被認(rèn)為有成為新一代超高溫?zé)嵴贤繉拥木薮鬂撡|(zhì)[92,93]。Wang等[94]比較了LnPO4 (Ln = Nd、Sm、Gd)、YSZ在1250℃下CMAS腐蝕行為后發(fā)現(xiàn)，相比于YSZ與CMAS生成的松散反應(yīng)層，LnPO4與CMAS的反應(yīng)層更為致密無裂紋，能抑制CMAS進(jìn)一步滲透。Guo等[95]和Zhang等[96]采用等離子噴涂方法成功制備了LaPO4/YSZ涂層并研究了其CMAS腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)LaPO4/YSZ涂層的抗CMAS腐蝕性能與溫度相關(guān)，具體表現(xiàn)為：在1250℃時，涂層具有極強(qiáng)的阻止熔融CMAS滲透能力，但是在1300和1350℃時，CMAS滲入涂層較為明顯，主要原因是更高溫度下CMAS熔體的黏度很低，使得CMAS在涂層內(nèi)的滲入速率大于其與涂層發(fā)生化學(xué)反應(yīng)的速率，因此涂層內(nèi)很難形成有效的結(jié)晶產(chǎn)物阻止熔體持續(xù)內(nèi)滲。如圖5a[95]所示，在1250℃，CMAS侵蝕2 h后，在LaPO4/YSZ涂層表面觀察到厚度約為85 ?m的殘余CMAS層；該層嵌有許多晶體，這是熔融CMAS自結(jié)晶的結(jié)果。圖5c[95]顯示了在1250℃下CMAS侵蝕10 h后涂層的橫截面微觀結(jié)構(gòu)。與CMAS侵蝕2 h的情況相比，在這種情況下觀察到一些明顯的特征：界面處的反應(yīng)層變得更加連續(xù)和致密，在此之上剩余的CMAS層厚度沒有變化，但是沉淀出更多的針狀化合物。值得注意的是，LaPO4涂層在CMAS作用下的腐蝕產(chǎn)物幾乎與溫度無關(guān)，主要由磷灰石、鈣長石和尖晶石相組成，如圖5b和d[95]所示。此外，LnPO4還可作為第二相添加到稀土鋯酸鹽中，細(xì)化母相晶粒、強(qiáng)化晶界，改善材料的韌性，提高抗CMAS腐蝕和熔鹽腐蝕性能[90,91,97,98]。

圖5  LaPO4/YSZ涂層在1250℃下CMAS腐蝕2和10 h后的截面微觀形貌[95]

4.4 抗CMAS腐蝕的TBCs結(jié)構(gòu)設(shè)計

采用激光方法改性TBCs表面結(jié)構(gòu)是一種提高涂層抗CMAS腐蝕性能的有效方法[99,100]。有研究者通過飛秒激光作用制備出具有微棒狀結(jié)構(gòu)的涂層表面，降低了與熔融CMAS的接觸面積，涂層呈現(xiàn)出超疏液性，表現(xiàn)出良好的抗CMAS腐蝕性能[101~103]。郭磊等[104]研究了激光功率、掃描速率以及光束長度等工藝參數(shù)對YSZ改性層微觀結(jié)構(gòu)的影響，指出改性層厚度與激光功率成正比，與光束長度成反比，受掃描速率影響較小。通過激光改性，TBCs由層片狀、高孔隙率的結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅艿闹鶢钗⒂^結(jié)構(gòu)，如圖6a和b所示；同時，從圖6c和d中可觀察到涂層的表面粗糙度降低。Yan等[43]比較了激光改性涂層和原始涂層的CMAS腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)改性涂層在CMAS作用下的相穩(wěn)定性更好，其中改性層受CMAS腐蝕后依然能保持較好的結(jié)構(gòu)完整性，如圖7a[43]所示；但是，長時間的熱處理會使得熔融CMAS沿著改性層中的縱向裂紋內(nèi)滲，并腐蝕下方未改性的涂層，如圖7c和d[43]所示。激光改性層中不可避免會產(chǎn)生縱向裂紋，它們可提高改性涂層的抗熱震性能，但也是CMAS熔體滲透的通道[105]。針對此，郭磊等[104]設(shè)計了多層激光表面改性層，旨在通過多次的激光改性方法，使得改性層中的縱向裂紋不連貫，延緩或阻止熔融CMAS內(nèi)滲，初期的結(jié)構(gòu)設(shè)計效果如圖6e和f所示。同時，在使激光改性后涂層內(nèi)裂紋不連續(xù)的思路中，Rai等[49]提出，除了制備更為致密的TBCs外，還可以將EB-PVD TBCs中幾乎垂直的柱狀結(jié)構(gòu)改變成Z字形柱狀結(jié)構(gòu)，這種結(jié)構(gòu)有望減緩CMAS滲入速率，延長反應(yīng)時間，從而生成黏度、熔點(diǎn)更高的結(jié)晶相來抑制進(jìn)一步滲透。

圖6  激光改性涂層后單層斷面形貌和雙層的表面及斷面形貌

圖7  激光處理后的涂層在1250℃下CMAS腐蝕0.5 h截面和斷面形貌，以及腐蝕4 h的截面形貌[43]

一些新型超高溫TBCs材料，如Gd2Zr2O7、LaCe2O7、GdPO4等，它們雖然具有TBCs應(yīng)用的潛力，且抗CMAS腐蝕性能優(yōu)異，但由于一些問題，比如熱膨脹系數(shù)較小、韌性差等，使得這些新型涂層的抗熱震性能不理想，特別是在CMAS、溫度梯度耦合作用的熱循環(huán)條件下，涂層壽命較低，容易過早剝落失效。通過TBCs的結(jié)構(gòu)設(shè)計，人們提出了雙陶瓷層TBCs，即頂層陶瓷層為這些新型TBCs材料，底層陶瓷層為YSZ。這一方法調(diào)和了涂層系統(tǒng)與基體之間的熱膨脹不匹配和應(yīng)力過大問題，且兼顧了涂層的隔熱、抗CMAS腐蝕性能。與單陶瓷層的Gd2Zr2O7、LaCe2O7、GdPO4等TBCs以及YSZ TBCs相比，它們對應(yīng)的雙陶瓷層TBCs的熱循環(huán)壽命顯著提升，且具有更佳的抗CMAS腐蝕性能[92,98,106~108]。

近來，Motoren and Turbinen-Union Friedrichshafen GmbH (MTU)航空發(fā)動機(jī)公司研究人員指出，熔融CMAS會給飛機(jī)發(fā)動機(jī)葉片造成巨大損壞，未應(yīng)用TBCs技術(shù)的部件與有涂層保護(hù)的部件的抗腐蝕性能相差較大。MTU中的Dilba[109]給出的解決方案是在YSZ層上再加一層，頂層與熔融CMAS發(fā)生反應(yīng)，從而保持YSZ的結(jié)構(gòu)和性能穩(wěn)定。隨后，其開發(fā)人員設(shè)計了一種多涂層保護(hù)系統(tǒng)，即將2種硬、軟涂層交替涂覆在葉片上，形成共約15層、層厚10 μm以內(nèi)、順序相同(先金屬氮化物，后金屬)的涂層體系。這種設(shè)計有效降低了涂層磨損程度，并且解決了因涂層過厚導(dǎo)致裂紋幾率增大的問題。

5 總結(jié)與展望

經(jīng)過多年的發(fā)展和國家的大力支持，我國的TBCs研究水平與國外的差距越來越小，但在應(yīng)用方面依然有不小的差距，特別是涂層的長壽命、可靠性和穩(wěn)定性。同時，隨著航空發(fā)動機(jī)向著高性能、高推重比發(fā)展，渦輪進(jìn)口溫度不斷提升，TBCs的工作溫度也越來越高，再加上環(huán)境污染加劇，使得TBC的CMAS腐蝕問題愈加突出。因此，下一代航空發(fā)動機(jī)對TBCs抗高溫腐蝕能力提出了更高的要求，這篇綜述對CMAS認(rèn)識歷程、CMAS降解熱障涂層機(jī)理以及現(xiàn)有幾種主流抗CMAS腐蝕方法做了較為全面總結(jié)：

首先，探究CMAS的成分、熔點(diǎn)、黏度、結(jié)晶行為等自身特征是研究CMAS與涂層相互作用行為的基礎(chǔ)。CMAS的成分復(fù)雜，受地理位置、發(fā)動機(jī)工況、氣候變化等影響，使得CMAS的熔化行為、結(jié)晶特征以及黏度、鋪展性、滲入動力學(xué)、熱物理性能、力學(xué)性能等復(fù)雜多變，掌握上述特征、性能的變化規(guī)律，了解透徹CMAS，方能清楚CMAS對涂層的作用行為和機(jī)理。

其次，揭示CMAS對TBC的腐蝕損傷機(jī)理是開展CMAS防護(hù)的前提。雖然關(guān)于TBC的CMAS腐蝕已經(jīng)研究多年，腐蝕機(jī)理也較為明晰，但是研究涉及的條件較為理想化，對環(huán)境沉積物的成分復(fù)雜性考慮不夠。比如，海洋環(huán)境下，鹽類的存在會與CMAS發(fā)生耦合作用，改變CMAS本身特征，如降低熔點(diǎn)、減小黏度，使得TBC的腐蝕復(fù)雜化、嚴(yán)重化，但是這些多元復(fù)雜高溫腐蝕環(huán)境下TBC的損傷行為研究較少，涂層失效機(jī)理仍不清楚。

最后，研發(fā)抗CMAS腐蝕的TBC材料和涂層結(jié)構(gòu)設(shè)計是發(fā)展抗腐蝕長壽命TBC的支撐。第一代的YSZ TBC已被證實(shí)不能抵抗CMAS腐蝕，而且工作溫度越高，受腐蝕越嚴(yán)重，涂層服役壽命直線下降；一些新型的TBC材料如GdPO4和Gd2Zr2O7，雖然在抗CMAS腐蝕、高溫穩(wěn)定性、隔熱性能等方面表現(xiàn)優(yōu)秀，但是力學(xué)性能(如韌性)不理想，影響涂層的抗熱震性能，因此對這些涂層材料的增韌研究是重點(diǎn)。此外，激光表面改性已被證明能提高TBC的抗高溫腐蝕性能，但是改性涂層的結(jié)構(gòu)設(shè)計和界面匹配相容性值得深入研究。

基于以上總結(jié)，為推動發(fā)展新一代長壽命高可靠性TBCs，對制約TBCs服役壽命的CMAS腐蝕的防護(hù)方法做以下展望：

(1) 研發(fā)抗CMAS腐蝕的TBC新材料。這些材料一方面需要迅速與CMAS反應(yīng)形成反應(yīng)層，且反應(yīng)層需結(jié)構(gòu)致密、化學(xué)穩(wěn)定，能有效阻止熔融CMAS持續(xù)內(nèi)滲；另一方面，這些涂層材料需具有熱導(dǎo)率低、熱膨脹系數(shù)大、韌性好等特性。目前來看，尚未發(fā)現(xiàn)完全符合上述要求的新型抗CMAS腐蝕涂層材料，相對較理想的有稀土磷酸鹽，特別是GdPO4，極具進(jìn)一步研究的價值。

(2) 設(shè)計抗CMAS腐蝕的涂層結(jié)構(gòu)。激光表面改性、施加表面防護(hù)層以及納米結(jié)構(gòu)設(shè)計是值得研究的方法。在進(jìn)行激光表面改性時，改性層的結(jié)構(gòu)設(shè)計和結(jié)構(gòu)精確控制是關(guān)鍵；施加表面防護(hù)層時，防護(hù)層與涂層的界面結(jié)合以及防護(hù)層的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性是重點(diǎn)；納米結(jié)構(gòu)設(shè)計時，納米結(jié)構(gòu)的高溫穩(wěn)定性是難題。

參考文獻(xiàn)

1 Guo H B, Gong S K, Xu H B. Progress in thermal barrier coatings for advanced aeroengines [J]. Mater. China, 2009, 28: 18

1 郭洪波, 宮聲凱, 徐惠彬. 先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)熱障涂層技術(shù)研究進(jìn)展 [J]. 中國材料進(jìn)展, 2009, 28: 18

2 Hua J J, Zhang L P, Liu Z W, et al. Progress of research on the failure mechanism of thermal barrier coatings [J]. J. Inorg. Mater., 2012, 27: 680

3 Costa G, Harder B J, Wiesner V L, et al. Thermodynamics of reaction between gas-turbine ceramic coatings and ingested CMAS corrodents [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2018, 102: 2948

4 Darolia R. Thermal barrier coatings technology: Critical review, progress update, remaining challenges and prospects [J]. Int. Mater. Rev., 2013, 58: 315

5 Zhang X F, Zhou K S, Zhang J F, et al. Structure evolution of 7YSZ thermal barrier coating during thermal shock testing [J]. J. Inorg. Mater., 2015, 30: 1261

5 張小鋒, 周克崧, 張吉阜等. 熱震中7YSZ熱障涂層結(jié)構(gòu)演變 [J]. 無機(jī)材料學(xué)報, 2015, 30: 1261

6 Xiang J Y, Chen S H, Huang J H, et al. Thermal shock resistance of La2(Zr0.7Ce0.3)2O7 thermal barrier coating prepared by atmospheric plasma spraying [J]. Acta Metall. Sin., 2012, 48: 965

6 項(xiàng)建英, 陳樹海, 黃繼華等. 等離子噴涂La2(Zr0.7Ce0.3)2O7熱障涂層的抗熱震性能 [J]. 金屬學(xué)報, 2012, 48: 965

7 Zhang Y J, Sun X F, Jin T, et al. Microstructure of air plasma sprayed YSZ nanostructured thermal barrier coating [J]. Acta Metall. Sin., 2003, 39: 395

7 張玉娟, 孫曉峰, 金 濤等. 大氣等離子噴涂的YSZ納米熱障涂層的微觀結(jié)構(gòu) [J]. 金屬學(xué)報, 2003, 39: 395

8 Li M H, Sun X F, Zhang Z Y, et al. Oxidation and phase structure of the bond coat in EB-PVD thermal barrier coatings during thermal cycling [J]. Acta Metall. Sin., 2002, 38: 79

8 李美姮, 孫曉峰, 張重遠(yuǎn)等. EB-PVD熱障涂層熱循環(huán)過程中粘結(jié)層的氧化和相結(jié)構(gòu) [J]. 金屬學(xué)報, 2002, 38: 79

9 Keshavarz M, Idris M H, Ahmad N. Mechanical properties of stabilized zirconia nanocrystalline EB-PVD coating evaluated by micro and nano indentation [J]. J. Adv. Ceram., 2013, 2: 333

10 Song W J, Lavallée Y, Hess K U, et al. Volcanic ash melting under conditions relevant to ash turbine interactions [J]. Nat. Commun., 2016, 7: 10795

11 Smialek J L, Archer F A, Garlick R G. The chemistry of saudi arabian sand: A deposition problem on helicopter turbine airfoils [A]. Advances in Synthesis and Processes [C]. Covina: SAMPE, 1992: 20

12 Borom M P, Johnson C A, Peluso L A. Role of environmental deposits and operating surface temperature in spallation of air plasma sprayed thermal barrier coatings [J]. Surf. Coat. Technol., 1996, 86-87: 116

13 Mercer C, Faulhaber S, Evans A G, et al. A delamination mechanism for thermal barrier coatings subject to calcium-magnesium-alumino-silicate (CMAS) infiltration [J]. Acta Mater., 2005, 53: 1029

14 Smialek J L, Archer F A, Garlick R G. Turbine airfoil degradation in the persian gulf war [J]. JOM, 1994, 46(12): 39

15 Shifler D A, Choi S R. CMAS effects on ship gas-turbine components/materials [A]. ASME Turbo Expo 2018: Turbomachinery Technical Conference and Exposition [C]. Oslo: American Society Mechanical Engineers, 2018: 1

16 Toriz F C, Thakker A B, Gupta S K. Thermal barrier coatings for jet engines [A]. ASME 1988 International Gas Turbine and Aeroengine Congress and Exposition [C]. Amsterdam: ASME, 1988: 1

17 Kim J, Dunn M G, Baran A J, et al. Deposition of volcanic materials in the hot sections of two gas turbine engines [J]. J. Eng. Gas. Turb. Power, 1993, 115: 641

18 Stott F H, De Wet D J, Taylor R. Degradation of thermal-barrier coatings at very high temperatures [J]. MRS Bull., 1994, 19: 46

19 Aygun A, Vasiliev A L, Padture N P, et al. Novel thermal barrier coatings that are resistant to high-temperature attack by glassy deposits [J]. Acta Mater., 2007, 55: 6734

20 Gledhill A. Thermal barrier coatings chemically and mechanically resistant to high temperature attack by molten ashes [D]. Columbus, Ohio: The Ohio State University, 2011

21 Levi C G, Hutchinson J W, Vidal-Sétif M H, et al. Environmental degradation of thermal-barrier coatings by molten deposits [J]. MRS Bull., 2012, 37: 932

22 Poerschke D L, Jackson R W, Levi C G. Silicate deposit degradation of engineered coatings in gas turbines: Progress toward models and materials solutions [J]. Annu. Rev. Mater. Res., 2017, 47: 297

23 Clarke D R, Oechsner M, Padture N P. Thermal barrier coatings for more efficient gas-turbine engines [J]. MRS Bull., 2012, 37: 891

24 Naraparaju R, Chavez J J G, Schulz U, et al. Interaction and infiltration behavior of Eyjafjallaj?kull, Sakurajima volcanic ashes and a synthetic CMAS containing FeO with/in EB-PVD ZrO2-65wt% Y2O3 coating at high temperature [J]. Acta Mater., 2017, 136: 164

25 Zhang B P, Song W J, Guo H B. Wetting, infiltration and interaction behavior of CMAS towards columnar YSZ coatings deposited by plasma spray physical vapor [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2018, 38: 3564

26 Dean J, Taltavull C, Clyne T W. Influence of the composition and viscosity of volcanic ashes on their adhesion within gas turbine aeroengines [J]. Acta Mater., 2016, 109: 8

27 Poerschke D L, Barth T L, Levi C G. Equilibrium relationships between thermal barrier oxides and silicate melts [J]. Acta Mater., 2016, 120: 302

28 Wiesner V L, Bansal N P. Mechanical and thermal properties of calcium-magnesium aluminosilicate (CMAS) glass [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2015, 35: 2907

29 Jackson R W, Zaleski E M, Poerschke D L, et al. Interaction of molten silicates with thermal barrier coatings under temperature gradients [J]. Acta Mater., 2015, 89: 396

30 Song W J, Lavallee Y, Wadsworth F B, et al. Wetting and spreading of molten volcanic ash in jet engines [J]. J. Phys. Chem. Lett., 2017, 8: 1878

31 Li B T, Chen Z, Zheng H Z, et al. Wetting mechanism of CMAS melt on YSZ surface at high temperature: First-principles calculation [J]. Appl. Surf. Sci., 2019, 483: 811

32 Guo L, Xin H, Li Y Y, et al. Self-crystallization characteristics of calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) glass under simulated conditions for thermal barrier coating applications [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2020, 40: 5683

33 Xu S M, Zhang X F, Liu M, et al. Oxidation resistance of Al-modified APS 7YSZ thermal barrier coating [J]. Mater. Rev., 2019, 33: 283

33 許世鳴, 張小鋒, 劉 敏等. APS制備7YSZ熱障涂層鍍鋁改性的抗氧化性 [J]. 材料導(dǎo)報, 2019, 33: 283

34 Wang X, Zhen Z, Huang G H, et al. Thermal cycling of EB-PVD TBCs based on YSZ ceramic coat and diffusion aluminide bond coat [J]. J. Alloys Compd., 2021, 873: 159720

35 Sampath S, Schulz U, Jarligo M O, et al. Processing science of advanced thermal-barrier systems [J]. MRS Bull., 2012, 37: 903

36 Hua Y F, Pan W, Li Z X, et al. Research progress of hot corrosion-resistance for thermal barrier coatings [J]. Rare Metal Mater. Eng., 2013, 42: 1976

36 華云峰, 潘 偉, 李爭顯等. 熱障涂層抗腐蝕研究進(jìn)展 [J]. 稀有金屬材料與工程, 2013, 42: 1976

37 Zhang X F, Zhou K S, Song J B, et al. Deposition and CMAS corrosion mechanism of 7YSZ thermal barrier coatings prepared by plasma spray-physical vapor deposition [J]. J. Inorg. Mater., 2015, 30: 287

37 張小鋒, 周克崧, 宋進(jìn)兵等. 等離子噴涂-物理氣相沉積7YSZ熱障涂層沉積機(jī)理及其CMAS腐蝕失效機(jī)制 [J]. 無機(jī)材料學(xué)報, 2015, 30: 287

38 Li D X, Jiang P, Gao R H, et al. Experimental and numerical investigation on the thermal and mechanical behaviours of thermal barrier coatings exposed to CMAS corrosion [J]. J. Adv. Ceram., 2021, 10: 551

39 Kr mer S, Faulhaber S, Chambers M, et al. Mechanisms of cracking and delamination within thick thermal barrier systems in aero-engines subject to calcium-magnesium-alumino-silicate (CMAS) penetration [J]. Mater. Sci. Eng., 2008, A490: 26

40 Wu J, Guo H B, Gao Y Z, et al. Microstructure and thermo-physical properties of yttria stabilized zirconia coatings with CMAS deposits [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2011, 31: 1881

41 Steinke T, Sebold D, Mack D E, et al. A novel test approach for plasma-sprayed coatings tested simultaneously under CMAS and thermal gradient cycling conditions [J]. Surf. Coat. Technol., 2010, 205: 2287

42 Nicholls J R, Deakin M J, Rickerby D S. A comparison between the erosion behaviour of thermal spray and electron beam physical vapour deposition thermal barrier coatings [J]. Wear, 1999, 233-235: 352

43 Yan Z, Guo L, Li Z H, et al. Effects of laser glazing on CMAS corrosion behavior of Y2O3 stabilized ZrO2 thermal barrier coatings [J]. Corros. Sci., 2019, 157: 450

44 Li L, Hitchman N, Knapp J. Failure of thermal barrier coatings subjected to CMAS attack [J]. J. Therm. Spray Technol., 2010, 19: 148

45 Kr mer S, Yang J, Levi C G, et al. Thermochemical interaction of thermal barrier coatings with molten CaO-MgO-Al2O3-SiO2(CMAS) deposits [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2006, 89: 3167

46 Peng H, Wang L, Guo L, et al. Degradation of EB-PVD thermal barrier coatings caused by CMAS deposits [J]. Prog. Nat. Sci: Mater. Int., 2012, 22: 461

47 Wu J, Guo H B, Abbas M, et al. Evaluation of plasma sprayed YSZ thermal barrier coatings with the CMAS deposits infiltration using impedance spectroscopy [J]. Prog. Nat. Sci: Mater. Int., 2012, 22: 40

48 Yang S J, Peng H, Guo H B. Failure and protection of thermal barrier coating under CMAS attack [J]. J. Aeron. Mater., 2018, 38: 43

48 楊姍潔, 彭 徽, 郭洪波. 熱障涂層在CMAS環(huán)境下的失效與防護(hù) [J]. 航空材料學(xué)報, 2018, 38: 43

49 Rai A K, Bhattacharya R S, Wolfe D E, et al. CMAS-resistant thermal barrier coatings (TBC) [J]. Int. J. Appl. Ceram. Technol., 2010, 7: 662

50 He Q, Wang R J, Zou H, et al. Protective effects of 8YSZ TBCs with different microstructures against CMAS deposits [J]. China Surf. Eng., 2016, 29: 86

50 何 箐, 汪瑞軍, 鄒 晗等. 不同結(jié)構(gòu)8YSZ熱障涂層對CMAS沉積物的防護(hù)作用 [J]. 中國表面工程, 2016, 29: 86

51 Hasz W C, Johnson C A, Borom M P. Protection of thermal barrier coating by a sacrificial surface coating [P]. USA Pat, 5660885, 1997

52 Hasz W C, Borom M P, Johnson C A. Protection of thermal barrier coating with an impermeable barrier coating [P]. USA Pat, 5871820, 1999

53 Hasz W C, Borom M P, Johnson C A. Protected thermal barrier coating composite with multiple coatings [P]. USA Pat, 6261643, 2001

54 Wang L, Guo L, Li Z M, et al. Protectiveness of Pt and Gd2Zr2O7 layers on EB-PVD YSZ thermal barrier coatings against calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) attack [J]. Ceram. Int., 2015, 41: 11662

55 Liu H, Cai J, Zhu J H. CMAS (CaO-MgO-Al2O3-SiO2) resistance of Y2O3-stabilized ZrO2 thermal barrier coatings with Pt layers [J]. Ceram. Int., 2018, 44: 452

56 Zhang X F, Zhou K S, Wei X, et al. In situ synthesis of α-alumina layer at top yttrium-stabilized zirconia thermal barrier coatings for oxygen barrier [J]. Ceram. Int., 2014, 40: 12703

57 Zhang X F, Zhou K S, Xu W, et al. In situ synthesis of α-alumina layer on thermal barrier coating for protection against CMAS (CaO-MgO-Al2O3-SiO2) corrosion [J]. Surf. Coat. Technol., 2015, 261: 54

58 Zhang X F, Zhou K S, Xu W, et al. Reaction mechanism and thermal insulation property of Al-deposited 7YSZ thermal barrier coating [J]. J. Mater. Sci. Technol., 2015, 31: 1006

59 Zhang X F, Zhou K S, Liu M, et al. Enhanced properties of Al-modified EB-PVD 7YSZ thermal barrier coatings [J]. Ceram. Int., 2016, 42: 13969

60 Zhang X F, Zhou K S, Liu M, et al. Adsorbability and spreadability of calcium-magnesium-alumino-silicate (CMAS) on Al-modified 7YSZ thermal barrier coating [J]. Ceram. Int., 2016, 42: 19349

61 Zhang X F, Zhou K S, Liu, M, et al. Thermal shock analysis of surface Al-modified 7YSZ nano-thermal barrier coating [J]. J. Inorg. Mater., 2017, 32: 973

61 張小鋒, 周克崧, 劉 敏等. 鍍鋁表面改性7YSZ納米熱障涂層熱震性能分析 [J]. 無機(jī)材料學(xué)報, 2017, 32: 973

62 Guo Y Q, Wei L L, He Q, et al. PS-PVD alumina overlayer on thermal barrier coatings against CMAS attack [J]. J. Therm. Spray Technol., 2021, 30: 864

63 Ye F X, Yang W Q, Yan S, et al. The wettability and corrosion behaviors of CMAS on M-YTaO4 at 1350oC [J]. J. Therm. Spray Technol., 2021, 30: 873

64 Guo L, Li G, Gan Z L. Effects of surface roughness on CMAS corrosion behavior for thermal barrier coating applications [J]. J. Adv. Ceram., 2021, 10: 472

65 Wei X D, Hou G L, Zhao D, et al. Recent research progress on oxide doped YSZ thermal barrier coatings [J]. Surf. Technol., 2020, 49: 92

65 魏曉東, 侯國梁, 趙 荻等. 氧化物摻雜YSZ熱障涂層的最新研究進(jìn)展 [J]. 表面技術(shù), 2020, 49: 92

66 Shi Y, Li B W, Zhao M, et al. Growth of diopside crystals in CMAS glass-ceramics using Cr2O3 as a nucleating agent [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2018, 101: 3968

67 Hsiang H I, Yung S W, Wang C C. Crystallization, densification and dielectric properties of CaO-MgO-Al2O3-SiO2 glass with ZrO2 as nucleating agent [J]. Mater. Res. Bull., 2014, 60: 730

68 Zhang X F, Wei H Y, Ouyang S L, et al. Effect of composite nucleation agents on microstructures and mechanical properties of CaO-MgO-Al2O3-SiO2 glass ceramics [J]. Mater. Rev., 2015, 29: 112

68 張雪峰, 魏海燕, 歐陽順利等. 復(fù)合形核劑對CaO-MgO-Al2O3-SiO2系玻璃陶瓷微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性質(zhì)的影響 [J]. 材料導(dǎo)報, 2015, 29: 112

69 Webster R I, Opila E J. The effect of TiO2 additions on CaO-MgO-Al2O3-SiO2 (CMAS) crystallization behavior from the melt [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2019, 102: 3354

70 Fang H J, Wang W Z, Huang J B, et al. Corrosion resistance and thermal-mechanical properties of ceramic pellets to molten calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) [J]. Ceram. Int., 2019, 45: 19710

71 Guo L, Yan Z, Wang X H, et al. Ti2AlC MAX phase for resistance against CMAS attack to thermal barrier coatings [J]. Ceram. Int., 2019, 45: 7627

72 Yan Z, Guo L, Zhang Z, et al. Versatility of potential protective layer material Ti2AlC on resisting CMAS corrosion to thermal barrier coatings [J]. Corros. Sci., 2020, 167: 108532

73 Gong W B, Li R W, Li Y P, et al. Stabilization and corrosion resistance under high-temperature of nanostructured CeO2/ZrO2-Y2O3 thermal barrier coating [J]. Acta Metall. Sin., 2013, 49: 593

73 宮文彪, 李任偉, 李于朋等. CeO2/ZrO2-Y2O3納米結(jié)構(gòu)熱障涂層的高溫穩(wěn)定性及耐腐蝕性能 [J]. 金屬學(xué)報, 2013, 49: 593

74 Guo S Q, Feng Y B, He Y, et al. Materials and fabrication technique of thermal barrier coatings for future aeroengines [J]. Surf. Technol., 2012, 41: 119

74 郭雙全, 馮云彪, 何 勇等. 未來航空發(fā)動機(jī)熱障涂層材料及制備技術(shù) [J]. 表面技術(shù), 2012, 41: 119

75 Vassen R, Cao X Q, Tietz F, et al. Zirconates as new materials for thermal barrier coatings [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2000, 83: 2023

76 Ma W, Mack D, Malzbender J, et al. Yb2O3 and Gd2O3 doped strontium zirconate for thermal barrier coatings [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2008, 28: 3071

77 Ma W, Mack D E, Va?en R, et al. Perovskite-type strontium zirconate as a new material for thermal barrier coatings [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2008, 91: 2630

78 Guo L, Li M Z, Yang C X, et al. Calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) resistance property of BaLn2Ti3O10 (Ln = La, Nd) for thermal barrier coating applications [J]. Ceram. Int., 2017, 43: 10521

79 Yu J X, Wang C M, Guo L, et al. Hot corrosion behavior of BaLa2Ti3O10 exposed to calcium-magnesium-alumina-silicate at elevated temperatures [J]. Ceram. Int., 2018, 44: 10220

80 Wan C L, Qu Z X, He Y, et al. Ultralow thermal conductivity in highly anion-defective aluminates [J]. Phys. Rev. Lett., 2008, 101: 085901

81 Wei L L, Guo L, Li M Z, et al. Calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) resistant Ba2REAlO5 (RE = Yb, Er, Dy) ceramics for thermal barrier coatings [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2017, 37: 4991

82 Yu J X, Wang C M, Guo L, et al. Hot corrosion behavior of Ba2DyAlO5 exposed to calcium-magnesium-alumina-silicate at 1300oC and 1350°C [J]. Vacuum, 2018, 155: 307

83 Yang L X, Li W S, An G S, et al. Corrosion properties of LZO/8YSZ double ceramic thermal barrier coatings [J]. China Surf. Eng., 2020, 33: 91

83 楊樂馨, 李文生, 安國升等. LZO/8YSZ雙陶瓷熱障涂層CMAS的腐蝕性能 [J]. 中國表面工程, 2020, 33: 91

84 Tang C H, Li G R, Liu M J, et al. Sintering-stiffening behavior of plasma sprayed La2Zr2O7 thermal barrier coatings during high temperature exposure [J]. China Surf. Eng., 2020, 33: 119

84 唐春華, 李廣榮, 劉梅軍等. 等離子噴涂La2Zr2O7熱障涂層高溫?zé)Y(jié)的硬化行為 [J]. 中國表面工程, 2020, 33: 119

85 Zhu R B, Zou J P, Mao J, et al. Fabrication and growing kinetics of highly dispersed gadolinium zirconate nanoparticles [J]. Res. Appl. Mater. Sci., 2019, 1: 28

86 Krmer S, Yang J, Levi C G. Infiltration-inhibiting reaction of gadolinium zirconate thermal barrier coatings with CMAS melts [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2008, 91: 576

87 Wang C M, Guo L, Zhang Y, et al. Enhanced thermal expansion and fracture toughness of Sc2O3-doped Gd2Zr2O7 ceramics [J]. Ceram. Int., 2015, 41: 10730

88 Guo L, Zhang Y, Zhao X X, et al. Thermal expansion and fracture toughness of (RE0.9Sc0.1)2Zr2O7 (RE = La, Sm, Dy, Er) ceramics [J]. Ceram. Int., 2016, 42: 583

89 Guo L, Li M Z, Zhang Y, et al. Improved toughness and thermal expansion of non-stoichiometry Gd2 - xZr2 + xO7 + x / 2 ceramics for thermal barrier coating application [J]. J. Mater. Sci. Technol., 2016, 32: 28

90 Wang C M, Guo L, Ye F X. LaPO4 as a toughening agent for rare earth zirconate ceramics [J]. Mater. Des., 2016, 111: 389

91 Li M Z, Cheng Y X, Guo L, et al. Preparation of nanostructured Gd2Zr2O7-LaPO4 thermal barrier coatings and their calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) resistance [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2017, 37: 3425

92 Guo L, Li M Z, Cheng Y X, et al. Plasma sprayed nanostructured GdPO4 thermal barrier coatings: Preparation microstructure and CMAS corrosion resistance [J]. J. Am. Ceram. Soc., 2017, 100: 4209

93 Guo L, Yan Z, Li Z H, et al. GdPO4 as a novel candidate for thermal barrier coating applications at elevated temperatures [J]. Surf. Coat. Technol., 2018, 349: 400

94 Wang F, Guo L, Wang C M, et al. Calcium-magnesium-alumina-silicate (CMAS) resistance characteristics of LnPO4 (Ln = Nd, Sm, Gd) thermal barrier oxides [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2017, 37: 289

95 Guo L, Yan Z, Yu Y, et al. CMAS resistance characteristics of LaPO4/YSZ thermal barrier coatings at 1250oC-1350oC [J]. Corros. Sci., 2019, 154: 111

96 Zhang C L, Fei J M, Guo L, et al. Thermal cycling and hot corrosion behavior of a novel LaPO4/YSZ double-ceramic-layer thermal barrier coating [J]. Ceram. Int., 2018, 44: 8818

97 Guo L, Yan Z, Dong X, et al. Composition-microstructure-mechanical property relationships and toughening mechanisms of GdPO4-doped Gd2Zr2O7 composites [J]. Composites, 2019, 161B: 473

98 Guo L, Li M Z, He S X, et al. Preparation and hot corrosion behavior of plasma sprayed nanostructured Gd2Zr2O7-LaPO4 thermal barrier coatings [J]. J. Alloys Compd., 2017, 698: 13

99 Guo L, Xin H, Zhang Z, et al. Microstructure modification of Y2O3 stabilized ZrO2 thermal barrier coatings by laser glazing and the effects on the hot corrosion resistance [J]. J. Adv. Ceram., 2020, 9: 232

100 Guo L, Xin H, Zhang X M, et al. Effects of laser surface modification on phase stability and microstructures of thermal barrier coatings in V2O5 molten salt [J]. Surf. Technol., 2020, 49: 41

100 郭 磊, 辛 會, 張馨木等. 激光表面改性對熔鹽環(huán)境下熱障涂層相穩(wěn)定性和微觀結(jié)構(gòu)的影響 [J]. 表面技術(shù), 2020, 49: 41

101 Kang Y X, Bai Y, Du G Q, et al. High temperature wettability between CMAS and YSZ coating with tailored surface microstructures [J]. Mater. Lett., 2018, 229: 40

102 Huang Z M, Zhou M, Li C, et al. Femtosecond laser on the surface of PTFE [J]. J. Funct. Mater., 2010, 41: 2163

102 黃宗明, 周 明, 李 琛等. 飛秒激光對聚四氟乙烯表面的影響 [J]. 功能材料, 2010, 41: 2163

103 Liang F, Lehr J, Danielczak L, et al. Robust non-wetting PTFE surfaces by femtosecond laser machining [J]. Int. J. Mol. Sci., 2014, 15: 13681

104 Guo L, Gao Y, Xin H. Laser modification parameters optimization and structural design of thermal barrier coatings [J]. Acta Aeronaut. Astronaut. Sin., 2020: 1, doi: 10.7527/S1000-6893.2020.24114

104 郭 磊, 高 遠(yuǎn), 辛 會. 熱障涂層的激光表面改性參數(shù)優(yōu)化和結(jié)構(gòu)設(shè)計 [J]. 航空學(xué)報, 2020: 1, doi: 10.7527/S1000-6893.2020.24114

105 Chen L Q, Gong S K, Xu H B. Influence of vertical cracks on failure mechanism of EB-PVD thermal barrier coatings during thermal cycling [J]. Acta. Metall. Sin., 2005, 41: 979

105 陳立強(qiáng), 宮聲凱, 徐惠彬. 垂直裂紋對EB-PVD熱障涂層熱循環(huán)失效模式的影響 [J]. 金屬學(xué)報, 2005, 41: 979

106 Ma W, Gong S K, Xu H B, et al. On improving the phase stability and thermal expansion coefficients of lanthanum cerium oxide solid solutions [J]. Scr. Mater., 2006, 54: 1505

107 Cao X Q, Vassen R, Stoever D. Ceramic materials for thermal barrier coatings [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2004, 24: 1

108 Gao L H, Guo H B, Gong S K, et al. Plasma-sprayed La2Ce2O7 thermal barrier coatings against calcium-magnesium-alumina-silicate penetration [J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2014, 34: 2553

109 Dilba D. We've got protection covered [R]. AERO REPORT. Germany: MTU Aero Engines, 2017