DZ466合金熱障涂層CoCr AlY黏結(jié)層1050℃氧化行為

任維鵬，李 青，肖程波，宋盡霞，何利民，黃光宏，曹春曉

（1北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100095；2北京航空材料研究院 金屬腐蝕與防護(hù)研究室，北京100095）

熱障涂層（TBCs）為提高燃?xì)廨啓C(jī)、航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片的高溫容限和進(jìn)一步提高其工作效率提供了一條有效的技術(shù)途徑，目前被廣泛應(yīng)用于先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)［1－5］。典型的熱障涂層體系由涂覆于高溫合金基底之上的黏結(jié)層和Y2O3部分穩(wěn)定的ZrO2（YSZ）陶瓷面層組成。目前，M Cr Al Y（M＝Ni，Co）涂層被普遍用作熱障涂層中的黏結(jié)層［6，7］。在制備和使用過程中，氧化導(dǎo)致黏結(jié)層與陶瓷面層之間形成熱生長氧化物層（TGO）。熱循環(huán)過程中，黏結(jié)層、YSZ、TGO和合金基底的相互作用與變化決定了熱障涂層的壽命［8，9］。

目前，燃?xì)廨啓C(jī)被越來越多地應(yīng)用到能源、動(dòng)力等行業(yè)中。燃?xì)廨啓C(jī)的工作原理與航空發(fā)動(dòng)機(jī)相同，二者的差別主要體現(xiàn)在：燃?xì)廨啓C(jī)的工作溫度較航空發(fā)動(dòng)機(jī)低，而燃?xì)廨啓C(jī)對(duì)部件服役壽命的要求顯著高于航空發(fā)動(dòng)機(jī)，燃?xì)廨啓C(jī)部件壽命通常要求達(dá)到上萬小時(shí)。目前主流先進(jìn)燃?xì)廨啓C(jī)（F級(jí)以上，功率約300MW以上的重型燃?xì)廨啓C(jī)）顯著的技術(shù)特征是使用了更先進(jìn)的合金材料，更先進(jìn)的冷卻技術(shù)并應(yīng)用了熱障涂層。F級(jí)燃?xì)廨啓C(jī)技術(shù)長期被國外嚴(yán)密封鎖，國內(nèi)目前還沒有掌握其熱端部件制備等關(guān)鍵技術(shù)。現(xiàn)有熱障涂層技術(shù)研究主要集中在國產(chǎn)軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)用熱障涂層領(lǐng)域，缺乏長壽熱障涂層技術(shù)方面的研究，但隨著中國自主研制民用航空發(fā)動(dòng)機(jī)和地面燃?xì)廨啓C(jī)等長壽命發(fā)動(dòng)機(jī)的需求，長壽熱障涂層技術(shù)將成為熱障涂層技術(shù)未來發(fā)展的一個(gè)重要方向，因此開展相關(guān)方面的探索研究是十分必要的。本工作以燃?xì)廨啓C(jī)葉片用新型定向合金DZ466作基體合金，用EB－PVD技術(shù)在合金表面沉積CoCr Al Y黏結(jié)層和YSZ陶瓷面層，研究1050℃長期熱循環(huán)氧化條件下熱障涂層黏結(jié)層的氧化行為。

1 實(shí)驗(yàn)

基體合金選用DZ466，金屬黏結(jié)層選用CoCr Al Y，其名義成分見表1。實(shí)驗(yàn)過程如下：首先，將DZ466試板加工成30mm×10mm×1.5mm的試片，對(duì)試片水吹砂處理，然后依次進(jìn)行超聲清洗、酒精清洗以去除表面油污等污染物。表面處理完畢后，用EBPVD技術(shù)在試片表面沉積厚度約為80μm的CoCr Al Y黏結(jié)層。對(duì)沉積有CoCr Al Y黏結(jié)層的試片進(jìn)行噴丸處理，并進(jìn)行多級(jí)真空熱擴(kuò)散處理，表面吹砂清潔后，用EBPVD技術(shù)在試片表面沉積厚度約為60μm的8 YSZ（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%的Y2O3部分穩(wěn)定的Zr O2）陶瓷面層（部分試片只噴涂CoCr Al Y黏結(jié)層供X射線衍射分析用）。

循環(huán)氧化制度為：1050℃保溫約48h，空冷時(shí)間10min。

循環(huán)氧化實(shí)驗(yàn)過程中分別在48，100，200，400，660，800，1000，1200h和1500h取樣，采用X射線衍射儀（XRD）、掃描電鏡（SEM）和電子探針（EPMA）對(duì)涂層的相組成、顯微組織及成分變化情況進(jìn)行了分析。

表1 DZ466合金及CoCr AlY黏結(jié)層的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical composition of DZ466 and CoCr Al Y bond coat（mass fraction／%）

2 結(jié)果與討論

2.1 1050℃循環(huán)氧化對(duì)熱障涂層組織的影響

2.1.1 黏結(jié)層的相組成

圖1為不同氧化時(shí)間黏結(jié)層表面X射線衍射圖譜，如圖1中譜圖Ⅳ所示，原始沉積態(tài)CoCr Al Y黏結(jié)層由γ－Co固溶體相（fcc結(jié)構(gòu)）和Co基β－Co Al（bcc結(jié)構(gòu)）相組成，對(duì)比峰強(qiáng)度可知，β－Co Al相所占體積分?jǐn)?shù)較大。圖1中譜圖Ⅲ為1050℃氧化1h后試片表面X射線衍射圖譜，圖中顯示β－Co Al相衍射峰消失，γ－Co相衍射峰成為最強(qiáng)峰，這說明黏結(jié)層內(nèi)部靠近表面的區(qū)域相組成發(fā)生變化，表面層中的β－Co Al相減少，黏結(jié)層表面區(qū)域處以γ－Co相為主；同時(shí)衍射譜中出現(xiàn)了較弱的Al2O3峰，表明已經(jīng)有少量的Al2O3形成。圖1中譜圖Ⅱ，Ⅲ，Ⅳ顯示，隨著氧化時(shí)間的延長，Al2O3峰強(qiáng)逐漸增強(qiáng)，表明生成的Al2O3數(shù)量增多，但γ－Co峰仍為最強(qiáng)峰，則表明黏結(jié)層表面區(qū)域主要組成相為γ－Co固溶體。

2.1.2 熱障涂層顯微組織及形貌

圖1 黏結(jié)層表面X射線衍射圖譜Fig.1 XRD spectroscopy of bond coat surface

圖2為1050℃不同氧化時(shí)間熱障涂層截面微觀組織。圖2（a）為沉積態(tài)雙層結(jié)構(gòu)熱障涂層的截面顯微組織及形貌，包括陶瓷面層（Top Coat，TC）和Co－Cr Al Y黏結(jié)層（Bond Coat，BC）。其中，CoCr Al Y 黏結(jié)層為兩相混合物，深色相為β－Co Al相，淺灰色相為γ－Co相（與圖1中譜圖Ⅳ相吻合）。EB－PVD法制備的陶瓷面層為柱狀晶結(jié)構(gòu)，柱狀晶之間存在間隙，相對(duì)于等離子沉積（Plasma Spray，PS）的層狀陶瓷層，這種結(jié)構(gòu)的陶瓷層可明顯提高熱障涂層的應(yīng)變?nèi)菹?，延長熱障涂層使用壽命［10，11］。氧化氣氛中熱暴露時(shí)，在陶瓷面層和CoCr Al Y黏結(jié)層界面會(huì)產(chǎn)生熱生長氧化物（TGO）層，TGO層的生長速率和組成對(duì)熱障涂層的壽命起決定性作用，大多數(shù)EB－PVD熱障涂層的氧化失效發(fā)生在TGO／YSZ界面，這是由于TGO中亞穩(wěn)態(tài)Al2O3的形成和快速生長或其他氧化物的形成造成TGO層的體積迅速增大，使得TGO／YSZ界面產(chǎn)生高水平的殘余應(yīng)力場(chǎng)，并最終引起TGO／YSZ界面的開裂［12，13］。沉積態(tài)熱障涂層（圖2（a））中并未發(fā)現(xiàn)明顯的TGO層，這是由于在涂層沉積過程中，爐腔內(nèi)處于高真空狀態(tài)，氧氣分壓較低，CoCr Al Y黏結(jié)層未出現(xiàn)氧化現(xiàn)象或是氧化程度較低。1050℃下熱循環(huán)實(shí)驗(yàn)時(shí)，在陶瓷面層和CoCr Al Y黏結(jié)層界面開始生成TGO層，氧化48h后，如圖2（b）所示，TGO層的厚度約為1.5μm，EDS能譜結(jié)果（表2，E點(diǎn)）表明該層主要成分為Al2O3。同時(shí)，由于Al元素?cái)U(kuò)散至表面發(fā)生氧化，在CoCr Al Y黏結(jié)層中靠近TGO層區(qū)域開始出現(xiàn)貧 Al區(qū)（如圖2（b）～（f）所示），即高 Al含量的β－Co Al相由于Al元素的濃度下降而退化為低Al含量的γ－Co固溶體相，這與XRD譜圖結(jié)果是一致的。隨著循環(huán)氧化的進(jìn)行，黏結(jié)層中的Co，Cr，Al元素會(huì)向基體中發(fā)生內(nèi)擴(kuò)散，基體中的合金元素如Ni，Ti，W等元素外擴(kuò)散至黏結(jié)層中，Co基富Al相β－Co Al逐漸轉(zhuǎn)化為貧 Al的γ－Co Ni固溶體［14］，氧化48h（圖2（b）中M點(diǎn)）與氧化400h（圖2（c）中N點(diǎn)）的元素含量對(duì)比（見表1）證實(shí)了以上元素分布規(guī)律。另外，沉積態(tài)和熱循環(huán)后的黏結(jié)層中都存在垂直于TGO／BC界面分布的孔洞，如圖2（a），（d）中白色圓圈標(biāo)記處所示，能譜分析顯示，孔洞區(qū)域處成分主要為Al2O3，出現(xiàn)此現(xiàn)象的原因可能與EBPVD制備過程中黏結(jié)層柱狀晶的生長模式所產(chǎn)生的孔洞或間隙有關(guān)。就目前實(shí)驗(yàn)結(jié)果來看，少量孔洞的出現(xiàn)并未對(duì)熱障涂層的壽命產(chǎn)生明顯影響，但此類孔洞區(qū)域處的氧化會(huì)奪取黏結(jié)層中的Al元素，從而加速黏結(jié)層的退化。因此，應(yīng)調(diào)整噴丸或真空熱擴(kuò)散等黏結(jié)層處理工藝，避免或減少此類缺陷的形成。

圖2 熱障涂層截面微觀組織（a）沉積態(tài)；（b）1050℃下氧化48h；（c）400h；（d）800h；（e）1200h；（f）1500h；（g）TGO／TC界面的異常生長氧化物Fig.2 Sectional microstructure of TBC （a）as deposited；（b）48h exposure at 1050℃；（c）400h；（d）800h；（e）1200h；（f）1500h；（g）unconventionally grown oxide at TGO／TC interface

表2 TGO層附近各相的成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 2 Composition of phases near TGO（mass fraction／%）

1050℃下氧化400h后，如圖2（c）所示，TGO層中靠近黏結(jié)層的一側(cè)出現(xiàn)了顆粒狀白色相，并且其數(shù)量隨著氧化時(shí)間的延長有增多的趨勢(shì)，經(jīng)能譜分析（見表2，F(xiàn)點(diǎn)），該相為 Hf的氧化物。圖2（f），（g）顯示，氧化1200h后，TGO／黏結(jié)層界面A、B和F處TGO層向黏結(jié)層內(nèi)部凸出生長，并且此類區(qū)域均出現(xiàn)Hf的氧化物，此為活性元素效應(yīng)導(dǎo)致的氧化物栓。研究表明，適量的Hf可通過氧化物栓的釘扎作用增強(qiáng)氧化層的黏附力［15－17］。這是由于氧化物栓偏聚S元素并且能影響有害難熔元素的活性［20］。另外，該氧化物栓可阻止裂紋沿TGO黏結(jié)層界面擴(kuò)展。并且氧化物栓的出現(xiàn)導(dǎo)致TGO／黏結(jié)層界面的粗糙程度加大，這有利于提高涂層系統(tǒng)的循環(huán)氧化性能。但是，據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道，Hf含量增多時(shí)會(huì)出現(xiàn)負(fù)面效應(yīng)。過量的Hf會(huì)導(dǎo)致黏結(jié)層氧化速率的加快［17，19，20］，而且氧化物栓 的快速增大有可能成為熱障涂層剝落的開始位置［18］。

1050℃氧化1200h后，如圖2（e）所示，TGO層局部異常增厚出現(xiàn)明顯的皺曲現(xiàn)象，同時(shí)靠近陶瓷面層部位出現(xiàn)微裂紋，并且該微裂紋在TGO中沿TGO／TC界面橫向擴(kuò)展。氧化至1500h（圖2（f）），微裂紋變寬，圖2（f）中C處能譜結(jié)果（見表2，C點(diǎn)）表明，部分微裂紋已經(jīng)擴(kuò)展至陶瓷面層，并且陶瓷面層中出現(xiàn)明顯的沿界面開裂現(xiàn)象。研究指出［21－25］，熱障涂層的剝落現(xiàn)象與TGO的皺曲行為有密切關(guān)系。皺曲行為降低了TGO所受的壓應(yīng)力，但TGO在厚度方向的突變所導(dǎo)致的較大的拉應(yīng)力會(huì)引起裂紋的形核和擴(kuò)展［3］。如圖2（e）中S處所示，裂紋從TGO皺曲凸出最高點(diǎn)附近萌生，這是由于該區(qū)域TGO形變最大，所導(dǎo)致的膨脹應(yīng)力相應(yīng)也最高，容易萌生裂紋。

引起TGO皺曲現(xiàn)象的原因主要是應(yīng)力導(dǎo)致的TGO變形。隨著氧化時(shí)間的延長，TGO不斷增厚，導(dǎo)致產(chǎn)生側(cè)向膨脹應(yīng)力，此應(yīng)力會(huì)成為TGO皺曲的驅(qū)動(dòng)力，并且隨著 TGO 厚度的增大呈線性增長［24，25］。另外，如圖2（g）所示，TGO／TC界面處出現(xiàn)的異常生長的氧化物導(dǎo)致TGO出現(xiàn)更大程度的皺曲變形，能譜分析結(jié)果（見表2，D點(diǎn)）表明，該類氧化物主要包含Co，Cr等元素，此類氧化物具有較差的力學(xué)性能［26］。這些氧化物附近出現(xiàn)聚集分布的Hf的氧化物，說明異常氧化物的生長可能與Hf的局部過摻雜［17］效應(yīng)有關(guān)。

與氧化1200h時(shí)相比，如圖2所示，氧化至1500h時(shí)的TGO層厚度有顯著增大，出現(xiàn)這種現(xiàn)象有兩種可能的原因：一方面由于微裂紋的存在為氧氣在TGO層中的擴(kuò)散提供了通道，導(dǎo)致氧化速率加快，氧化產(chǎn)物數(shù)量增加；另一方面，微裂紋的存在致使TGO致密化程度降低，體積膨脹導(dǎo)致TGO厚度增大。

2.2 熱障涂層1050℃氧化動(dòng)力學(xué)行為

圖3為TGO層生長動(dòng)力學(xué)曲線及黏結(jié)層中距TGO／BC界面3μm處Al元素成分分布曲線。如圖3（a）所示，TGO生長模式大致符合拋物線規(guī)律。根據(jù)拋物線生長規(guī)律判據(jù)［27］：

式中：kx為速率常數(shù)；x為TGO層厚度；t為氧化時(shí)間。以TGO厚度的平方（x2）對(duì)氧化時(shí)間（2t）作圖，如圖3（a）中插圖所示，得到斜率不同的兩條直線，由此表明TGO生長模式實(shí)質(zhì)為分段拋物線規(guī)律［28］。氧化初期TGO厚度增長速率較快，速率常數(shù)約為6.1×10－14cm2／s，氧化400h后，速率常數(shù)減小，為3.5×10－14cm2／s。

圖3 TGO層生長動(dòng)力學(xué)曲線（a）及黏結(jié)層中距TGO／BC界面3μm處Al元素成分分布（b）Fig.3 TGO growth kinetics curve（a）and concentration distribution of aluminium in bond coat at that about 3μm from TGO／BC interface（b）

圖3（b）為CoCr Al Y黏結(jié)層中距TGO層約3μm處的Al濃度變化趨勢(shì)，出現(xiàn)這種變化規(guī)律主要是由表面氧化與元素?cái)U(kuò)散共同作用的結(jié)果。氧化初始階段Al濃度急劇下降，是由于黏結(jié)層表面暴露于氧化氣氛中發(fā)生快速氧化造成的。隨著氧化時(shí)間的延長，Al濃度平穩(wěn)發(fā)展并有所上升，這是由于Al2O3膜形成后，阻礙了氧負(fù)離子和金屬陽離子的擴(kuò)散，氧化速率減小，如上述拋物線生長規(guī)律，導(dǎo)致黏結(jié)層中Al元素的消耗量減少。Al元素濃度在氧化1200h后突然下降，表明此階段參與氧化的Al元素增多，此時(shí)的氧化速率有所增大，這是由于此時(shí)TGO層中產(chǎn)生的微裂紋（圖2（e））導(dǎo)致氧化速率的增大，從而消耗更多的Al元素。Al元素濃度的變化趨勢(shì)是由黏結(jié)層表面氧化和黏結(jié)層中Al元素?cái)U(kuò)散綜合作用的結(jié)果。

3 結(jié)論

（1）沉積態(tài)CoCr Al Y黏結(jié)層由γ－Co固溶體相和Co基β－Co Al相組成，其中β－Co Al相所占體積分?jǐn)?shù)較大；1050℃熱循環(huán)實(shí)驗(yàn)時(shí)，隨循環(huán)時(shí)間的延長β－Co Al相體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，黏結(jié)層逐漸退化，其主要組成相變?yōu)榈虯l含量的γ－Co Ni固溶體。

（2）1050℃氧化1200h后，TGO／黏結(jié)層界面出現(xiàn)由活性元素效應(yīng)導(dǎo)致的氧化物栓；TGO層皺曲行為導(dǎo)致TGO／陶瓷層界面出現(xiàn)微裂紋，并且該微裂紋沿界面橫向擴(kuò)展。

（3）1050℃熱循環(huán)實(shí)驗(yàn)中，熱生長氧化物（TGO）層的厚度增長模式符合分段拋物線規(guī)律，初期氧化速率常數(shù)約為6.1×10－14cm2／s，氧化400h后，速率常數(shù)減小，為3.5×10－14cm2／s。

［1］ LELAIT L，ALPERINE S，DIOT C，et al.Thermal barrier coatings：microstructural investigation after annealing［J］.Mater Sci Eng A，1989，121（2）：475－482.

［2］ ROY N，GODIWALLA K M，CHAUDHURI S，et al.Simulation of bond coat properties in thermal barrier coatings during bending［J］.High Temp Mater Process，2001，20（2）：103－116.

［3］ 徐前崗，陸峰，吳學(xué)仁，等.NiCoCr Al YHf／EB－PVD熱障涂層的熱循環(huán)氧化行為［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2004，14（9）：1519－1524.

XU Qian－gang，LU Feng，WU Xue－ren，et al.Thermal cyclic oxidation behavior of NiCoCr Al YHf／EB－PVD TBCs［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2004，14（9）：1519－1524.

［4］ KOKINI K，TAKEUCHI Y R.Initiation of surface cracks in multiplayer ceramics thermal barrier coatings under thermal loads［J］.Mater Sci Eng A，1994，189（1－2）：301－309.

［5］ RAY A K，STEINBRECH R W.Crack propagation studies of thermal barrier coatings under bending ［J］.J Eur Ceram Soc，1999，19（12）：2097－2109.

［6］ LIH W，CHANG W，CHAO C H，et al.Effect of pre－aluminization on the properties of ZrO2－8wt%Y2O3／Co－29Cr－6Al－1Y thermal barrier coatings［J］.Oxid Met，1992，38（112）：99－124.

［7］ CZECH N，KOLARIK V，QUADAKKERS J，et al.Oxide layer phase structure of NiCr Al Y coatings［J］.Surf Eng，1997，13（5）：384－388.

［8］ MUMM D R，EVANS A G.Mechanisms controlling the performance and durability of thermal barrier coatings［J］.Key Eng Mater，2001，197（1）：199－230.

［9］ PADTURE N P，GELL M，JORDAN E H.Thermal barrier coatings for gas－turbine engine applications［J］.Science，2002，296（4）：280－284.

［10］ MILLER R A.Current status of thermal barrier coatings－an overview［J］.Surf Coat Technol，1987，30（1）：1－11.

［11］ MILLER R A.Thermal barrier coatings for aircraft engines：history and directions［J］.J Thermal Spray Tech，1997，6（1）：35－42.

［12］ DMITRY N，VLADIMIR S，LORENS S，et al.Failure mechanisms of thermal barrier coatings on MCr Al Y－type bond coats associated with the formation of the thermally grown oxide［J］.J Mater Sci，2009，44（7）：1687－1703.

［13］ MANAP A，NAKANO A，OGAWA K.The protectiveness of thermally grown oxides on cold sprayed Co NiCr Al Y bond coat in thermal barrier coating［J］.J Thermal Spray Tech，2012，21（3－4）：586－596.

［14］ LIANG T Q，GUO H B，PENG H ，et al.Microstructural evolution of CoCr Al Y bond coat on Ni－based superalloy DZ 125 at 1050°C［J］.Surf Coat Technol，2011，205（19）：4374－4379.

［15］ PENG H，GUO H B，H E J，et al.Cyclic oxidation and diffusion barrier behaviors of oxides dispersed NiCoCr Al Y coatings［J］.J Alloy Compd，2010，502（2）：411－416.

［16］ TAWANCY H M，SRIHAR N，ABBAS N M，et al.Comparative thermal stability characteristics and isothermal oxidation behavior of an aluminized and a Pt－aluminized Ni－base superalloy［J］.Scripta Met et Materialia，1995，33（9）：1431－1438.

［17］ HOU P Y，STRINGER J.The effect of reactive element additions on the selective oxidation，growth and adhesion of chromia scales［J］.Mater Sci Eng A，1995，202（1－2）：1－10.

［18］ SCHULZ U，MENZEBACH M，LEYENS C，et al.Influence of substrate material on oxidation behavior and cyclic lifetime of EB－PVD TBC systems［J］.Surface and Coatings Technology，2001，146－147：117－123.

［19］ GUO H B，CUI Y J，PENG H，et al.Improved cyclic oxidation resistance of electron beam physical vapor deposited nano－oxide dispersed beta－NiAl coatings for Hf－containing superalloy［J］.Corros Sci，2010，52（4）：1440－1446.

［20］ SCHILBE J E.Substrate alloy element diffusion in thermal barrier coatings［J］.Surf Coat Technol，2000，133－134：35－39.

［21］ SHON Y H，KIM J H，JORDAN E H，et al.Thermal cycling of EB－PVD／MCr Al Y thermal barrier coatings：I.Microstructural development and spallation mechanisms［J］.Surf Coat Technol，2001，146－147：70－78.

［22］ BALINT D S，HUTCHINSON J W，et al.Undulation instability of a compressed elastic film on a nonlinear creeping substrate［J］.Acta Mater，2003，51（13）：3965－3983.

［23］ BALINT D S，XU T，HUTCHINSON J W，et al.Influence of bond coat thickness on the cyclic rumpling of thermally grown oxides［J］.Acta Mater，2006，54（7）：1815－1820.

［24］ TOLPYGO V K，CLARKE D R.On the rumpling mechanism in nickel－aluminide coatings Part I：an experimental assessment［J］.Acta Mater，2004，52（17）：5115－5127.

［25］ BALINT D S，KIM S S，LIU Y F，et al.Anisotropic TGO rumpling in EB－PVD thermal barrier coatings under in－phase thermomechanical loading［J］.Acta Mater，2011，59（6）：2544－2555.

［26］ 韓萌，黃繼華，陳樹海.熱障涂層應(yīng)力與失效機(jī)理若干問題的研究進(jìn)展與評(píng)述［J］.航空材料學(xué)報(bào)，2013，33（5）：83－98.

HAN Meng，HUANG Ji－h(huán)ua，CHEN Shu－h(huán)ai.Research progress and review on key problems of stress and failure mechanism of thermal barrier coating［J］.Journal of Aeronautical Materials，2013，33（5）：83－98.

［27］ EVANS H E，TAYLOR M P.Diffusion cells and chemical failure of MCr Al Y bond coats in thermal－barrier coating systems［J］.Oxid Met，2001，55（1－2）：17－34.

［28］ 李美栓.金屬的高溫腐蝕［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2001.36－41.