• <tr id="yyy80"></tr>
  • <sup id="yyy80"></sup>
  • <tfoot id="yyy80"><noscript id="yyy80"></noscript></tfoot>
  • 99热精品在线国产_美女午夜性视频免费_国产精品国产高清国产av_av欧美777_自拍偷自拍亚洲精品老妇_亚洲熟女精品中文字幕_www日本黄色视频网_国产精品野战在线观看 ?

    大氣等離子噴涂YSZ 熱障涂層內(nèi)應(yīng)力研究現(xiàn)狀

    2022-08-29 10:43:16趙遠(yuǎn)濤張士陶郭樂揚(yáng)張楊楊李文戈劉彥伯
    航空制造技術(shù) 2022年15期
    關(guān)鍵詞:內(nèi)應(yīng)力服役基體

    趙遠(yuǎn)濤,張士陶,姜 濤,郭樂揚(yáng),張楊楊,李文戈,劉彥伯,張 靜

    (1. 上海海事大學(xué),上海 201306;2. 上海市納米科技與產(chǎn)業(yè)發(fā)展促進(jìn)中心,上海 200237;3. 上海大學(xué),上海 200444)

    航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件材料的穩(wěn)定性嚴(yán)重制約了發(fā)動(dòng)機(jī)的整體性能,尤其發(fā)動(dòng)機(jī)渦前溫度高達(dá)1400 K 以上,遠(yuǎn)超出了高壓渦輪鎳基高溫合金葉片的使役溫度[1]。通過高溫防護(hù)技術(shù)的集成可以有效降低高溫燃?xì)鈱?duì)葉片的沖擊作用,如采用雙層壁冷卻技術(shù)、氣膜冷卻技術(shù)與熱障涂層(Thermal barrier coatings,TBCs)技術(shù)相結(jié)合的方法,可保障鎳基高溫合金葉片的長效使役。其中TBCs 技術(shù)是采用耐高溫、低導(dǎo)熱的陶瓷材料涂覆在渦輪葉片表面形成涂層,以降低高溫環(huán)境下渦輪葉片表面溫度的一種重要的熱防護(hù)技術(shù),降溫可達(dá)200 K[2]。熱障涂層可以顯著降低渦輪葉片的表面溫度,大幅度延長葉片的工作壽命,提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推力和效率[3]。

    現(xiàn)有飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)廣泛應(yīng)用的TBCs 系統(tǒng)為氧化釔穩(wěn)定氧化鋯(Yttria-stabilized zirconia,YSZ)涂層體系[4],由黏結(jié)層(Bond coating,BC)與表面陶瓷工作層(Top coating,TC)組成。NiCoCrAlY 材料常作為BC層應(yīng)用,可有效降低TC 層與鎳基高溫合金的熱膨脹系數(shù)(Coefficient of thermal expansion,CTE)差異,且NiCo 具有較好的塑韌性,利于涂層內(nèi)應(yīng)力的釋放及體系結(jié)合力的提高,Cr、Al、Y 等元素促使穩(wěn)定致密氧化層的形成,降低鎳基高溫合金的氧化行為。陶瓷工作層為含Y2O3質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6%~8% 的ZrO2涂層(8YSZ)[5],具有導(dǎo)熱系數(shù)低、熱膨脹系數(shù)高、熔點(diǎn)高、抗腐蝕能力優(yōu)異和良好的力學(xué)性能等特點(diǎn)[6],在TBCs體系中被廣泛應(yīng)用[7]。

    目前,有電子束物理氣相沉積(Electron beam-physical vapor deposition,EB–PVD)[8]、低壓等離子噴涂(Low pressure plasma spray,LPPS)[9]、等離子噴涂物理氣相沉積(Plasma spray physical vapor deposition,PS–PVD)[10]和大氣等離子噴涂(Atmospheric plasma spraying,APS)[11]等多種噴涂工藝用來制備YSZ TBCs。其 中,APS 由 于 其 設(shè)備及操作相對(duì)簡單,且具有沉積效率高、成本低的優(yōu)勢(shì),是一類不錯(cuò)的YSZ TBCs 制 備 工 藝 選 擇[12–13]。該技術(shù)制備的YSZ TBCs 主要特點(diǎn)是形成的片層組織狀涂層中孔隙結(jié)構(gòu)多和熱障性能優(yōu)異[14]。但該技術(shù)制備的YSZ 涂層仍存在部分服役缺陷,其中內(nèi)應(yīng)力誘導(dǎo)的涂層失效尤為重要[15]。近年來,關(guān)于APS 制備YSZ TBCs 內(nèi)應(yīng)力的產(chǎn)生機(jī)理、演變過程及調(diào)控措施的研究日益增加,主要涉及APS 制備過程中YSZ TBCs的熱物理性能變化、熱服役過程的組織結(jié)構(gòu)演變和失效機(jī)理的研究,以及針對(duì)內(nèi)應(yīng)力行為的調(diào)控措施[16]。

    因此,本研究將針對(duì)現(xiàn)有APS制備YSZ TBCs 內(nèi)應(yīng)力的研究進(jìn)展進(jìn)行總結(jié),概述TBCs 制備和熱服役過程中內(nèi)應(yīng)力的發(fā)展和變化規(guī)律,旨在為后續(xù)APS 制備YSZ TBCs 的研究和應(yīng)用提供指導(dǎo)。

    1 APS 制備YSZ 涂層內(nèi)應(yīng)力行為

    內(nèi)應(yīng)力是影響涂層/基體或涂層間結(jié)合的重要因素之一。噴涂后涂層凝固過程中的體積變化導(dǎo)致t–ZrO2相向m–ZrO2相的轉(zhuǎn)變會(huì)產(chǎn)生一部分應(yīng)力[17]。值得一提的是,涂層內(nèi)的應(yīng)力主要來源于另外兩種因素: (1)溫度轉(zhuǎn)變時(shí)由于TC 層與BC 層之間的CTE 差異產(chǎn)生的應(yīng)力σt; (2)噴涂過程中熔融顆粒的飛行速度過快引起的快速冷卻效應(yīng)產(chǎn)生的應(yīng)力σr[18–19]。這兩類應(yīng)力可用式(1)計(jì)算[20]:

    式中,EYSZ為TC 層的彈性模量;αc和αb分別為TC 層和BC 層(或BC層上TGO)的CTE;Tm和Tb分別為噴涂溫度和室溫;υc為YSZ 涂層的泊松比。

    式中,Ts為凝固溫度。

    由于TC 層與BC 之間的CTE差異導(dǎo)致冷卻過程中YSZ 與BC 的體積變化不同,BC 在拉應(yīng)力的作用下對(duì)TC 層產(chǎn)生擠壓,在TC 層中產(chǎn)生壓應(yīng)力,導(dǎo)致TC/BC 界面開裂[21]。Wang 等[22]報(bào)道,噴涂后的冷卻過程中,由于TC 層與BC 層體積變化速度不同,涂層內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生超過(158.70±22.33)MPa 的內(nèi)應(yīng)力。這些內(nèi)應(yīng)力會(huì)加速涂層內(nèi)部裂紋萌生,并影響涂層的服役壽命。Ranjbar-far等[23]研究發(fā)現(xiàn)對(duì)噴涂基體預(yù)熱可降低噴涂TC層的內(nèi)應(yīng)力,研究了25 ℃、400 ℃和625 ℃ 3 組不同的預(yù)熱溫度,并發(fā)現(xiàn)噴涂過程產(chǎn)生的應(yīng)力與預(yù)熱溫度呈反比,在625 ℃的預(yù)熱溫度下,涂層中僅出現(xiàn)了一個(gè)約12 MPa的拉應(yīng)力區(qū)域。

    噴涂工藝對(duì)TC 層內(nèi)應(yīng)力的形成與分布有重要影響。其中,涂層內(nèi)應(yīng)力的產(chǎn)生、大小和分布與噴涂溫度關(guān)系較大[24]。Yu 等[18]發(fā)現(xiàn)APS 噴距增大后導(dǎo)致粉末飛行時(shí)間增加,飛行速度和溫度下降,造成粉末熔化效果不良,粒子黏度降低,降低了涂層與噴涂界面的結(jié)合效果。APS 涂層有典型的層狀結(jié)構(gòu),由于沉積過程中粉末熔化效果差和涂層結(jié)合不良的問題,層與層之間會(huì)存在一些未完全結(jié)合的微小層狀結(jié)構(gòu)(稱為非黏結(jié)層狀界面)。非黏結(jié)層狀界面的比例和長度會(huì)隨噴距增大而增大,進(jìn)而增加YSZ 內(nèi)的拉應(yīng)力。非黏結(jié)層狀界面尖端的內(nèi)應(yīng)力會(huì)隨著其長度的增加而緩慢增加,且界面周圍幾乎無壓應(yīng)力出現(xiàn),界面上部出現(xiàn)與界面長度成正比的拉應(yīng)力。Li 等[19]采用X 射線衍射的sin2ψ法對(duì)TC 層的內(nèi)應(yīng)力進(jìn)行檢測,發(fā)現(xiàn)涂層內(nèi)部的壓應(yīng)力伴隨著工作溫度提高不斷增加,從(33.1±15.2)MPa 上升到(315.05±25.0)MPa。該壓應(yīng)力在一定程度上可以抵消層間的結(jié)合力不足問題,防止涂層在往復(fù)摩擦中分層,提高涂層耐磨性。當(dāng)壓應(yīng)力過高時(shí),涂層內(nèi)也會(huì)產(chǎn)生裂紋,不利于涂層的耐磨性能。

    TC 層的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)對(duì)涂層內(nèi)應(yīng)力的產(chǎn)生與分布具有重要影響。研究發(fā)現(xiàn),微觀組織結(jié)構(gòu)中孔隙率、晶粒大小及層狀結(jié)構(gòu)波動(dòng)狀況顯著影響了涂層內(nèi)應(yīng)力[25]。TC 層孔隙率對(duì)涂層內(nèi)應(yīng)力分布與裂紋行為具有重要影響。Huang 等[26]發(fā)現(xiàn),當(dāng)涂層中孔隙均勻分布時(shí),孔隙與孔隙之間的距離減少,可緩解涂層內(nèi)應(yīng)力集中現(xiàn)象,進(jìn)而降低TBCs應(yīng)力水平。Long 等[27]發(fā)現(xiàn)在TC 層不同位置處,其內(nèi)應(yīng)力的大小也不同。離TC層中心距離的增大,涂層軸向內(nèi)應(yīng)力增加,邊緣位置處內(nèi)應(yīng)力最大,導(dǎo)致涂層裂紋從涂層邊緣位置萌生。當(dāng)裂紋擴(kuò)展至TC 層孔隙附近時(shí),孔隙會(huì)緩解內(nèi)應(yīng)力帶來的體積膨脹,阻止裂紋繼續(xù)延伸。Huang 等[28]發(fā)現(xiàn)與粗粉(45~60 μm)制備的TC 層相比,采用細(xì)粉(15~25 μm)制備的YSZ涂層更容易由于層間微裂紋延伸產(chǎn)生較大的裂紋。粗粉涂層更易形成垂直于基體的裂紋和孔隙,與平行于基體的裂紋相比,垂直裂紋可以給系統(tǒng)提供更高的應(yīng)變上限,降低CTE失配產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。同時(shí),在淬火過程中,由于垂直裂紋的存在,涂層的最大應(yīng)力減小。除粉末粒徑大小外,TC 層的晶粒也會(huì)從微觀層面改變涂層應(yīng)變上限。Song 等[29]發(fā)現(xiàn)柱狀晶粒之間的垂直間隙會(huì)提高涂層的應(yīng)變上限,降低涂層的內(nèi)應(yīng)力。此外,當(dāng)冷卻速率較高時(shí),長徑比小于2 的等軸晶粒和臨近晶粒間的溫度差較大,由此導(dǎo)致含有較多等軸晶粒的TBCs 具有比含有較多柱狀晶粒的TBCs 更高的應(yīng)力。

    涂層內(nèi)部層與層之間的結(jié)構(gòu)波動(dòng)也可影響TC 層的內(nèi)應(yīng)力狀況。當(dāng)基體粗糙度增加或BC 層粗糙度降低時(shí),BC 層中的內(nèi)應(yīng)力會(huì)增加。沉積表面需要足夠的粗糙度滿足BC層的附著需要[30]。高粗糙度會(huì)增加層間界面的結(jié)合強(qiáng)度,高溫環(huán)境下波峰區(qū)和波谷區(qū)之間會(huì)造成應(yīng)力集中現(xiàn)象并誘發(fā)裂紋萌生。這是由于高粗糙度沉積面上的突出物嵌入后沉積TC 層中,前后凝固行為差異導(dǎo)致的。較大的層間結(jié)構(gòu)波動(dòng)會(huì)增積波峰和波谷之間的體積變化速度差異,降低TBCs 系統(tǒng)的結(jié)合效果,進(jìn)而降低涂層的附著力[31]。Khan 等[32]發(fā)現(xiàn)當(dāng)基體粗糙度最高達(dá)到Ra=7.7 μm時(shí),BC 層會(huì)產(chǎn)生140 MPa 的內(nèi)應(yīng)力,此類應(yīng)力大小與基體粗糙度成正比。此外,在一定范圍內(nèi),BC 層內(nèi)應(yīng)力與BC 層的層間粗糙度呈反比,從Ra=7.7 μm 下降到Ra=4 μm 后,系統(tǒng)內(nèi)應(yīng)力有一定提高。在高溫氧化過程中,高的TBCs 系統(tǒng)內(nèi)粗糙度促使涂層內(nèi)的拉應(yīng)力區(qū)域增多,并使TC/TGO 界面和BC/TGO 界面出現(xiàn)較大拉應(yīng)力,降低TBCs系統(tǒng)內(nèi)部結(jié)合力。因此,必須選擇適當(dāng)?shù)拇植诙纫詽M足TBCs 系統(tǒng)的需要[14,33]。

    除此之外,噴涂基材的形貌也將影響TC 層的內(nèi)應(yīng)力。Liu 等[34]研究發(fā)現(xiàn)當(dāng)基材表面曲率發(fā)生改變時(shí),無論凹變還是凸變,TC 層內(nèi)的拉應(yīng)力都會(huì)增加,且凹變使內(nèi)應(yīng)力增加顯著。如圖1 所示[34],基體曲率小于0 時(shí)表示基體凹變,當(dāng)基體曲率為–0.2~0.35 mm–1時(shí),TC 層應(yīng)力變化巨大。基體曲率從0.35 mm–1增加到3 mm–1,內(nèi)應(yīng)力增加幅度不明顯。TC 層內(nèi)應(yīng)力隨曲率變化的趨勢(shì)不會(huì)由于涂層經(jīng)歷高溫氧化發(fā)生轉(zhuǎn)變。但是氧化時(shí)間增加后,TC 層內(nèi)應(yīng)力的變化幅度明顯減少,尤其是拉應(yīng)力。Mutter 等[35]采用有限元模擬TBCs 的應(yīng)力分布發(fā)現(xiàn),基材曲率對(duì)噴涂初始涂層內(nèi)應(yīng)力的影響顯著大于后續(xù)堆疊涂層。沉積層堆疊增加會(huì)導(dǎo)致YSZ 內(nèi)應(yīng)力松弛,這是導(dǎo)致噴涂初始涂層曲率增加的重要因素。

    圖1 氧化前后TC 層的內(nèi)應(yīng)力隨基材曲率的變化趨勢(shì)[34]Fig.1 Change trend of internal stress of TC layer before and after oxidation with curvature of substrate[34]

    綜上可知,TBCs 在制備過程可能會(huì)產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力。在已研究的工藝參數(shù)中,對(duì)TBCs 內(nèi)應(yīng)力影響最大的是噴涂距離,過大或過低的噴距都會(huì)導(dǎo)致涂層結(jié)合效果不良,并產(chǎn)生過高的應(yīng)力。在合理的選擇范圍內(nèi),適當(dāng)提高陶瓷粉末粒徑或增加涂層中柱狀晶粒YSZ 的含量可以降低TBCs系統(tǒng)存在的內(nèi)應(yīng)力。此外,TBCs 內(nèi)應(yīng)力也會(huì)由于所選擇的基體曲率或粗糙度過高而提升。因此,在TBCs制備過程中,可通過調(diào)整噴涂工藝參數(shù)對(duì)基體進(jìn)行預(yù)熱,選擇適當(dāng)?shù)姆勰┝降确绞絹砜刂仆繉觾?nèi)應(yīng)力大小。現(xiàn)有關(guān)粉末粒徑對(duì)TBCs 內(nèi)應(yīng)力調(diào)控的研究已較為全面,后續(xù)可著重研究噴涂工藝、基體處理與粉末粒徑等組合因素對(duì)TBCs 內(nèi)應(yīng)力形成與分布的影響規(guī)律。此外,在未來也可對(duì)噴涂工藝、基體處理方式、粉末尺寸等方面進(jìn)行不同組合,綜合研究不同因素對(duì)TBCs 內(nèi)應(yīng)力的影響。

    2 高溫使役中TBCs 的內(nèi)應(yīng)力行為

    在熱服役過程中,TBCs 系統(tǒng)受到高溫氧環(huán)境的不斷沖擊,其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)與成分可發(fā)生不可逆轉(zhuǎn)變,如高溫氧元素?cái)U(kuò)散引起的TGO 的形成與生長,TC 層中Y2O3的消耗及其引起的ZrO2相晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變,ZrO2晶粒燒結(jié)長大及孔隙率減小。以上YSZ組織結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變、冷熱循環(huán)過程TC、BC層間體積循環(huán)變化及外界介質(zhì)侵蝕作用,可導(dǎo)致涂層內(nèi)應(yīng)力的演變。

    TGO 生長初期為高溫氧通過TC 層中YSZ 的多孔結(jié)構(gòu)擴(kuò)散至MCrAlY 層,與涂層中的Cr、Al 元素反應(yīng)生成穩(wěn)定的Al2O3膜層,此時(shí)TGO 生長速度較為緩慢。Al2O3的體積大于所消耗的Al 的體積,因此TGO 層會(huì)發(fā)生膨脹。經(jīng)長時(shí)間服役時(shí),TGO 層逐漸加厚,其他氧化物如Cr2O3、NiO 與CoO 等也將生成,該類氧化物可與Al2O3膜層發(fā)生反應(yīng)生成尖晶石類氧化物(如NiAl2O4、NiCr2O4、CoAl2O4、CoCr2O4),該類尖晶石消耗Al 的氧化物薄膜,當(dāng)氧化物薄膜破裂后,TGO 層快速生長增厚[36]。TGO 層在生長增厚時(shí),會(huì)受到周圍材料的約束或者受自身生長變形不協(xié)調(diào)的影響,因而產(chǎn)生TGO生長內(nèi)應(yīng)力,其與TBCs 系統(tǒng)失效密切相關(guān)[37]。

    Shi 等[16]發(fā)現(xiàn)TBCs 在900~1000℃的等溫氧化試驗(yàn)中生成的α–Al2O3、NiO、CoO 和NiCr2O4等氧化物的生長應(yīng)力分別為30.88 GPa、34.52 GPa、35.85 GPa 和62.99 GPa。NiCr2O4尖晶石TGO 的生長應(yīng)力遠(yuǎn)超其他TGO,是造成涂層系統(tǒng)受損最嚴(yán)重的TGO。尖晶石TGO 在生長過程中破壞TC/TGO 界面,使TC/TGO 界面成為TBCs 系統(tǒng)中最薄弱的區(qū)域[33]。隨著尖晶石相TGO 不斷生成,TC 層和TGO 之間的CTE差異會(huì)逐漸增大,導(dǎo)致系統(tǒng)內(nèi)產(chǎn)生更大的壓應(yīng)力和拉應(yīng)力,并加速TGO生長[38]。圖2[39]展示了由于TGO生長導(dǎo)致的TBCs 系統(tǒng)失效的典型模型,系統(tǒng)失效通常由面外應(yīng)力引起。TGO 厚度增加,BC 層/TGO 界面波峰處的拉應(yīng)力不斷提高,造成Ⅰ型開裂。陶瓷/金屬界面的高波動(dòng)性會(huì)導(dǎo)致面外應(yīng)力在TC/TGO 界面形成波峰處的張力,產(chǎn)生Ⅱ型開裂?;蚴窃诓ǚ甯浇腡C 內(nèi)部的脆性區(qū)域產(chǎn)生Ⅲ型開裂。當(dāng)TGO 厚度過大時(shí),BC/TGO 復(fù)合層的CTE 低于TC 和BC,進(jìn)而使得涂層中的壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力,導(dǎo)致BC 層內(nèi)部發(fā)生Ⅳ型開裂[39]。Jiang 等[40]創(chuàng)新性地使用光致發(fā)光壓電光譜法對(duì)TBCs熱循環(huán)服役過程中的內(nèi)應(yīng)力進(jìn)行觀測,如圖3 所示,在熱服役過程中,內(nèi)應(yīng)力首先急速增長,然后增長速度逐漸放緩。當(dāng)內(nèi)部產(chǎn)生裂紋后,應(yīng)力急劇下降,變得不均勻,說明涂層剝落是由于多個(gè)微裂紋在不同位置成核造成的。TBCs 剝落主要發(fā)生在循環(huán)冷卻過程中,這主要是因?yàn)楫?dāng)TBCs系統(tǒng)結(jié)束熱服役開始冷卻時(shí),內(nèi)應(yīng)力會(huì)進(jìn)一步增大[37]。TGO 生長應(yīng)力是導(dǎo)致界面裂紋萌生和擴(kuò)展的主要原因。TGO 在面內(nèi)擴(kuò)展的過程中釋放內(nèi)部的晶格畸變能,降低TGO 內(nèi)部的應(yīng)力,導(dǎo)致TBCs 產(chǎn)生裂紋,最終剝落[41]。當(dāng)裂紋擴(kuò)展需要的應(yīng)力高于系統(tǒng)的能量釋放率時(shí),裂紋會(huì)繼續(xù)沿TC/TGO 界面擴(kuò)展,在延伸過程中與其他裂紋連接,加速涂層開裂[27]。Song 等[33]采用內(nèi)聚區(qū)模型(CZM)和擴(kuò)展有限元方法(XFEM)分析了熱循環(huán)過程中控制TBCs 表面和界面的裂紋萌生和擴(kuò)展的主導(dǎo)應(yīng)力。TC層/TGO 界面和TGO/BC 層界面處的裂紋主要由拉應(yīng)力和剪應(yīng)力控制。裂紋擴(kuò)展過程中消耗TC 層的應(yīng)變能,可能會(huì)降低系統(tǒng)內(nèi)的應(yīng)力,部分涂層開裂速度放緩,但不會(huì)影響涂層開裂的趨勢(shì)。經(jīng)過一個(gè)熱循環(huán)后,TC/TGO 界面內(nèi)較大的拉應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致水平方向裂紋萌生并且在界面處生長。

    圖2 TBCs 系統(tǒng)中的4 種不同開裂機(jī)制[39]Fig.2 Four different cracking mechanisms in TBCs system[39]

    圖3 不同熱循環(huán)次數(shù)后TBCs 的應(yīng)力分布[40]Fig.3 Stress distribution of TBCs after different thermal cycles [40]

    由于TGO 生長產(chǎn)生應(yīng)變?chǔ)?和應(yīng)力σG,分別可以用式(3)和(4)計(jì)算,即

    式中,PBR 為TGO 與形成TGO 所消耗金屬的體積比;Eoxide為TGO 的楊氏模量。

    在高溫環(huán)境下,TBCs 系統(tǒng)內(nèi)的拉應(yīng)力和壓應(yīng)力同時(shí)發(fā)生演變。在1100 ℃環(huán)境下,YSZ 內(nèi)的壓應(yīng)力和BC 內(nèi)的拉應(yīng)力都會(huì)增加[42]。Shen等[14]建立了熱力學(xué)模型計(jì)算TBCs氧化過程中的應(yīng)力分布,如圖4 所示。TC 的最大拉應(yīng)力和壓應(yīng)力分別位于波峰和波谷區(qū)域,而BC 和TGO 層最大拉應(yīng)力出現(xiàn)于波峰,最大壓應(yīng)力出現(xiàn)于半高寬位置,該應(yīng)力分布也被相關(guān)文獻(xiàn)證實(shí)[21,38]。在TBCs 不同區(qū)域位置,由于TGO 的生長差異性導(dǎo)致BC 表面粗糙度差異性,導(dǎo)致界面拉/壓應(yīng)力增大,引起涂層破裂趨勢(shì)增加。Shen 等[14]還注意到TGO應(yīng)力演化過程中有明顯的應(yīng)力耦合效應(yīng),TGO 生長導(dǎo)致拉/壓應(yīng)力增加,但壓應(yīng)力可降低TGO 的生長速度,使其厚度小于無耦合效應(yīng)的模擬狀況。

    圖4 1100 ℃高溫氧化下TBCs 的內(nèi)應(yīng)力分布[14]Fig.4 Internal stress distribution of TBCs under high temperature oxidation at 1100 ℃[14]

    YSZ TBCs 在1200 ℃下有很長的熱服役壽命,但當(dāng)溫度高于1200 ℃時(shí),YSZ 會(huì)從穩(wěn)定的四方相(t–ZrO2)轉(zhuǎn)變?yōu)樗姆较啵╰–ZrO2)和立方相(c–ZrO2)的混合物,冷卻時(shí)從t–YSZ 相轉(zhuǎn) 變?yōu)閙–YSZ 相[43–44]。這樣的相變過程會(huì)引起TBCs 產(chǎn)生約3%~5%的體積膨脹,并產(chǎn)生在完整晶體結(jié)構(gòu)中不易擴(kuò)散的空位缺陷。相變?cè)斐蒠SZ 晶格不可逆收縮,導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力上升,誘發(fā)系統(tǒng)散裂[45–46]。阻止YSZ發(fā)生相變可以減少TBCs 系統(tǒng)內(nèi)的應(yīng)力。Jonnalagadda 等[47]提出了一種混合型失效,即TBCs 失效同時(shí)發(fā)生在TC 和部分TGO 中?;诖?,Jonnalagadda 等[48]提出一個(gè)新的涂層厚度定義方式,即

    式中,hTC和hTGO分別為TC 和TGO的厚度。當(dāng)系統(tǒng)內(nèi)的TGO 含量較少時(shí),TC 的厚度在涂層厚度中的占比較大,應(yīng)力主要來自于TC 厚度和與厚度有關(guān)的燒結(jié)。在高溫氧化過程中,TGO 的厚度逐漸增加,而TC 厚度保持不變。TBCs 系統(tǒng)內(nèi)應(yīng)力發(fā)生變化,同時(shí)增加TGO 層對(duì)內(nèi)應(yīng)力的貢獻(xiàn)。當(dāng)系統(tǒng)從高溫下假定的應(yīng)力自由狀態(tài)冷卻時(shí),由于系統(tǒng)內(nèi)部不均勻的體積收縮和CTE 失配,系統(tǒng)內(nèi)會(huì)產(chǎn)生面內(nèi)錯(cuò)配應(yīng)力σc,σc的值可由式(6)計(jì)算,即

    式中,αc和αs分別為涂層和基體的CTE;ΔT為初始溫度和最終溫度的差值;Ec和υc分別為涂層的彈性模量和泊松比。

    孔隙在一定程度上有助于涂層內(nèi)應(yīng)力釋放。Huang 等[26]研究發(fā)現(xiàn)粒徑為45~60 μm 的YSZ 顆粒比25~45 μm 細(xì)粉YSZ 顆粒制備的涂層孔隙率更高。由于小孔隙產(chǎn)生的嚴(yán)重?zé)Y(jié)效應(yīng),熱循環(huán)后細(xì)粉TC 層孔隙率的下降比例(45%)高于粗粉TC 層(37%)。涂層內(nèi)部的應(yīng)力在孔隙中得到緩解,改善了涂層開裂的趨勢(shì)。粗粉TC 層由于具有更高的孔隙率,表現(xiàn)出更長的熱循環(huán)壽命和更小的剝落面積。如圖5 所示[26],隨著熱循環(huán)次數(shù)提高,細(xì)粉涂層裂紋長度的上升幅度遠(yuǎn)大于粗粉涂層,導(dǎo)致涂層出現(xiàn)剝落,粗粉涂層剝落面積小于細(xì)粉涂層。

    圖5 不同粒徑粉末制備YSZ 涂層的熱震性能[26]Fig.5 Thermal shock performance of YSZ coatings prepared by powders with different particle sizes[26]

    CaO、MgO、Al2O3與SiO2等CMAS 顆粒熔點(diǎn)低,易發(fā)生熔化黏附于TBCs 表面并侵蝕涂層[49]。在CMAS 侵蝕過程中,TC 層中的Y2O3被侵蝕掉,致使ZrO2相的穩(wěn)定性降低,在熱交變過程中發(fā)生相變,造成YSZ 體積變化,產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力變化[50]。張子凡等[51]采用有限元模擬研究CMAS 造成TBCs 失效發(fā)現(xiàn),CMAS的侵入深度影響TGO 層和TC/TGO、BC/TGO 界面處的溫差,且侵入深度越大,溫差越高,同時(shí)TGO 加速生長;隨著CMAS 侵入加深,TC/TGO 界面和BC/TGO 界面的拉/壓應(yīng)力都會(huì)急劇上升。這與CMAS 侵入加深后嚴(yán)重的TGO 生長應(yīng)力有關(guān),此時(shí)TGO 加速生長并導(dǎo)致界面處的應(yīng)力上升。

    TGO,尤其是尖晶石TGO 不斷生長導(dǎo)致TC/TGO 和TGO/BC 界面在熱服役過程中承受大量應(yīng)力,裂紋總是從涂層內(nèi)部應(yīng)力最高的區(qū)域開始萌生,在不斷延伸過程中導(dǎo)致涂層剝落失效。除此之外,YSZ 在高溫下的燒結(jié)和相變效應(yīng)造成涂層體積和微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變,并不斷加重內(nèi)應(yīng)力對(duì)涂層的侵害。CMAS 侵蝕也會(huì)惡化YSZ 相變,加速TGO 生長和內(nèi)應(yīng)力提高。因此,在今后的研究中,應(yīng)繼續(xù)針對(duì)界面等高危區(qū)域的應(yīng)力狀態(tài)、TGO 生長和YSZ 相變進(jìn)行研究。

    3 TBCs 性能改良

    為進(jìn)一步提高APS YSZ TBCs的熱服役性能,可以針對(duì)YSZ 涂層失效過程的內(nèi)應(yīng)力演變?cè)蚺c機(jī)制開展針對(duì)性解決方案研究,達(dá)到提高YSZ 涂層的服役壽命的目的。根據(jù)上文總結(jié),TGO 生成和生長是影響YSZ TBCs 應(yīng)力狀態(tài)的主要因素。目前已有多種不同方法通過干預(yù)TGO生長過程來改善涂層性能,以下將對(duì)其近年研究成果進(jìn)行整理匯總。

    BC 層金屬元素在熱服役早期生成的Al2O3對(duì)系統(tǒng)有一定的保護(hù)作用,熱服役中后期尖晶石相TGO 不斷生長,對(duì)系統(tǒng)造成破壞。設(shè)法提高保護(hù)性Al2O3在TGO 中的占比,是一類可行的性能改善方法。通過提高BC 層 原 料NiCrAlY 中 的Al 含量,可以增加Al2O3的生成量并降低系統(tǒng)內(nèi)的氧滲通道來制備抗氧化性更好的BC,最終降低系統(tǒng)內(nèi)的TGO總量[52]。薛文利等[53]發(fā)現(xiàn)對(duì)TBCs系統(tǒng)進(jìn)行真空熱處理,由于涂層孔隙中存在的氧形成低氣壓氧環(huán)境,氧與BC 中的NiCrAlY 反應(yīng)生成Al2O3,一定程度上增加了Al2O3的含量。在熱循環(huán)壽命表現(xiàn)中,未進(jìn)行真空熱處理的TBCs(760 次循環(huán))遠(yuǎn)低于高真空熱處理(1380 個(gè)循環(huán))和低真空熱處理(1360 個(gè) 循 環(huán))。Padture 等[39]提出可以創(chuàng)建強(qiáng)初始結(jié)合,通過Al2O3降低BC 表面的粗糙度,并防止界面處S、Ti、Ta 等有害元素的擴(kuò)散。

    另一種干預(yù)TGO 生長的方式是使用性能更出眾的復(fù)合涂層代替?zhèn)鹘y(tǒng)的單層YSZ TC 層。Dong 等[46]在YSZ TC 層表面額外沉積一層La2Zr2O7保護(hù)層。經(jīng)過200 h 氧化測試后,YSZ/La2Zr2O7復(fù)合涂層中的TGO 層的波動(dòng)性比單層YSZ TC 層更小,有害尖晶石相的含量更少。在復(fù)合涂層中,La2Zr2O7的存在降低了TC 層中的氧滲通道含量,抑制TGO生長,降低了高溫環(huán)境下由于TGO生長引起的內(nèi)應(yīng)力,表現(xiàn)為TC/TGO界面處裂紋萌生和生長延緩。粒徑較大的La3+正離子可以延緩TGO中尖晶石相的生長,降低系統(tǒng)應(yīng)力,達(dá)到通過控制TGO 相變來改善界面結(jié)合的目的。Chen 等[54]設(shè)計(jì)了一種LaMA/YSZ 梯度TC,在熱服役過程 中,LaMA/YSZ 梯 度TC 的CTE高于YSZ TC 的TBCs,經(jīng)檢測,當(dāng)LaMA 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為50%和75%時(shí),TC 層具有較高的αsup值,根據(jù)經(jīng)典的熱適配應(yīng)力,有

    式中,αsub為TC 層的彈性模量;αsup為下層與上層陶瓷的CTE;ΔT為冷卻時(shí)的溫度差;u為TC 的Poison 比值。

    在冷卻過程中,LaMA/YSZ 復(fù)合TC 的內(nèi)應(yīng)力類型主要為壓應(yīng)力,其有助于降低裂紋萌生與擴(kuò)展的概率。

    除上述研究外,近年來也有報(bào)道指向通過添加穩(wěn)定稀土離子的方式提升YSZ 的物相穩(wěn)定性以達(dá)到降低系統(tǒng)內(nèi)應(yīng)力的目的[55]。劉延寬等[56]發(fā)現(xiàn)在TC 中添加Eu3+可以增加TBCs 的熱壽命: (1)Eu3+可以增加TBCs 的隔熱性能,降低TGO生長的速度; (2)可以提高TBCs 的斷裂韌性。材料裂紋尺寸不變,斷裂韌性越大涂層吸收應(yīng)力的能力會(huì)越強(qiáng),裂紋需要更多的應(yīng)力才可以擴(kuò)展。界面之間的結(jié)合或TBCs 各層之間的CTE 差異也會(huì)影響系統(tǒng)應(yīng)力狀態(tài)。Leoni 等[57]發(fā)現(xiàn)在氧化釔中摻雜Sc2O3可以有效提高涂層在1480 ℃下的相穩(wěn)定性,同時(shí)還可以降低礬酸對(duì)涂層的腐蝕作用。摻雜Yb2O3可以使氧化釔在1300 ℃的高溫環(huán)境下始終保持單一的四方相,并降低氧化釔的熱導(dǎo)率和應(yīng)力水平[58]。

    為防止使用過程中TBCs 被CMAS 侵入,目前有以下3 種主要解決思路: (1)在TC 表面形成致密層,消除TC 中的孔隙; (2)阻止CMAS滲入后ZrO2晶型轉(zhuǎn)變; (3)阻止TC中被CMAS 侵入的區(qū)域產(chǎn)生壓縮??赏ㄟ^表面微納加工或PVD 沉積制備超疏水表面結(jié)構(gòu),降低熔融CMAS顆粒的潤濕性[50]。

    對(duì)系統(tǒng)內(nèi)應(yīng)力集中嚴(yán)重的高危區(qū)域和影響涂層內(nèi)應(yīng)力狀態(tài)主要因素進(jìn)行針對(duì)性改良可以有效提高TBCs 的熱壽命。提高TGO 中的Al2O3含量或是制備梯度涂層是一類有效干預(yù)TGO 生成的方法。使用稀土離子穩(wěn)定YSZ 物相結(jié)構(gòu),減少由于物相轉(zhuǎn)變?cè)斐傻膽?yīng)力是目前的研究重點(diǎn)。除此之外,孔隙的存在可以釋放內(nèi)應(yīng)力,但會(huì)為氧氣滲入和CMAS 侵入提供通道。在將來,應(yīng)探尋其他釋放系統(tǒng)內(nèi)應(yīng)力的方式,完善涂層的致密性。

    4 結(jié)論

    經(jīng)過幾十年的實(shí)踐和研究,APS已經(jīng)被證明是最成熟的YSZ TBCs制備工藝?,F(xiàn)有研究已表明涂層制備過程和熱服役過程對(duì)TBCs 的內(nèi)應(yīng)力演變影響巨大,合理對(duì)涂層進(jìn)行改良也可以有效改善涂層的內(nèi)應(yīng)力狀態(tài)和服役壽命。

    (1)不良噴涂工藝(尤其是過高或過低的噴涂距離)、冷卻速度差異、過小的粉末粒徑、系統(tǒng)內(nèi)孔隙的分布和系統(tǒng)內(nèi)部波動(dòng)性的極端變化是導(dǎo)致TBCs 在制備過程中產(chǎn)生應(yīng)力的主要因素。選擇適宜的噴涂工藝與大尺寸YSZ 粉末可在一定程度上增加涂層孔隙率,進(jìn)而降低涂層內(nèi)應(yīng)力,然而噴涂距離過大或過小均可降低涂層沉積效果,造成涂層最早期內(nèi)應(yīng)力的產(chǎn)生。BC 層波動(dòng)性和基體粗糙度均會(huì)影響B(tài)C 層的應(yīng)力。目前,有關(guān)晶體結(jié)構(gòu)(如晶粒大?。?duì)TBCs 內(nèi)應(yīng)力影響方式的研究還較少,在未來,應(yīng)更多地將目光聚焦在噴涂過程差異對(duì)TBCs 晶體結(jié)構(gòu)和內(nèi)應(yīng)力的影響上。

    (2)TGO 生長或?qū)ι蠈油繉訑D壓破壞、ZrO2相變、CTE 失配是TBCs 熱服役過程中產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力的主要原因。熱服役中溫度轉(zhuǎn)變引起ZrO2相變和BC 層表面出現(xiàn)TGO,加速TBCs 系統(tǒng)體積的變化及CTE差異,尖晶石相TGO 自身也會(huì)產(chǎn)生大量生長應(yīng)力。體積變化促使TC/TGO 界面應(yīng)力提高并產(chǎn)生裂紋,使TC/TGO 界面成為TBCs 內(nèi)容易發(fā)生破裂的高危區(qū)域。目前,有關(guān)學(xué)者針對(duì)熱服役過程中TGO 生長、TBCs內(nèi)應(yīng)力分布和TGO 生長進(jìn)行計(jì)算機(jī)模擬。在將來應(yīng)更多地將模擬和試驗(yàn)驗(yàn)證相結(jié)合。

    (3)對(duì)TBCs 壽命影響最大的內(nèi)應(yīng)力主要來源于熱服役過程中TGO的生長應(yīng)力、系統(tǒng)體積變化和ZrO2相變產(chǎn)生的應(yīng)力。增加保護(hù)性Al2O3在TGO 中的占比可以延緩尖晶石相氧化物生長并降低其生長應(yīng)力。更有效的方式是制備復(fù)合涂層以減少系統(tǒng)內(nèi)的氧滲通道。在TC 層中摻雜稀土離子可以穩(wěn)定ZrO2物相結(jié)構(gòu),降低由于相變產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。將來可以綜合采用多種改性方式,降低多方面來源的內(nèi)應(yīng)力。

    猜你喜歡
    內(nèi)應(yīng)力服役基體
    金剛石圓鋸片基體高溫快速回火技術(shù)的探索
    石材(2022年3期)2022-06-01 06:23:54
    溝口雄三的中國社會(huì)主義歷史基體論述評(píng)
    原道(2022年2期)2022-02-17 00:59:12
    鍍液添加劑對(duì)鍍層內(nèi)應(yīng)力影響的研究
    化工管理(2021年6期)2021-03-24 13:40:18
    鈮-鋯基體中痕量釤、銪、釓、鏑的連續(xù)離心分離技術(shù)
    材料服役行為研究:助力國家名片——材料服役行為分論壇側(cè)記
    DLC涂層的制備及內(nèi)應(yīng)力、熱穩(wěn)定性改善措施研究現(xiàn)狀
    鋼基體上鍍鎳層的表面質(zhì)量研究
    汽車塑料零件內(nèi)應(yīng)力淺論
    上海塑料(2017年2期)2017-07-12 17:19:04
    2015年中考熱身單項(xiàng)選擇填空精練100題
    超聲波測厚儀精確測量鋼板厚度的方法
    一级毛片精品| 美女 人体艺术 gogo| 少妇裸体淫交视频免费看高清 | 国产男女内射视频| 国产免费av片在线观看野外av| 国产亚洲精品一区二区www | 午夜福利乱码中文字幕| 国产精品影院久久| 欧美 日韩 精品 国产| a级毛片黄视频| 啦啦啦在线免费观看视频4| 中文字幕色久视频| 欧美色视频一区免费| 久久99一区二区三区| 90打野战视频偷拍视频| 国产一区二区三区综合在线观看| 日韩欧美一区视频在线观看| 热99久久久久精品小说推荐| 精品视频人人做人人爽| 老熟妇乱子伦视频在线观看| 狂野欧美激情性xxxx| 69av精品久久久久久| 91精品三级在线观看| 久久狼人影院| 国产深夜福利视频在线观看| 日韩中文字幕欧美一区二区| 超碰成人久久| 国产精品久久久久成人av| 看片在线看免费视频| 国产男女内射视频| 久久久国产一区二区| 十分钟在线观看高清视频www| 一区在线观看完整版| 日韩人妻精品一区2区三区| 亚洲熟妇中文字幕五十中出 | 亚洲av成人一区二区三| 99久久综合精品五月天人人| 欧美日韩福利视频一区二区| 欧美精品人与动牲交sv欧美| 在线天堂中文资源库| 国产精品二区激情视频| 久久久水蜜桃国产精品网| 亚洲精品一二三| 日韩免费av在线播放| 老司机福利观看| 少妇裸体淫交视频免费看高清 | aaaaa片日本免费| 国产精品98久久久久久宅男小说| 国产欧美日韩一区二区精品| av福利片在线| 制服诱惑二区| 后天国语完整版免费观看| 91国产中文字幕| 青草久久国产| 首页视频小说图片口味搜索| xxx96com| 一级毛片精品| 手机成人av网站| 亚洲精品av麻豆狂野| 国产成人av激情在线播放| 少妇猛男粗大的猛烈进出视频| 人人澡人人妻人| 黄色a级毛片大全视频| 欧美 亚洲 国产 日韩一| 国产亚洲一区二区精品| 村上凉子中文字幕在线| 捣出白浆h1v1| 19禁男女啪啪无遮挡网站| 国产成人精品无人区| 欧美日韩视频精品一区| 99热网站在线观看| 国产欧美日韩一区二区精品| 亚洲aⅴ乱码一区二区在线播放 | 啦啦啦视频在线资源免费观看| netflix在线观看网站| 757午夜福利合集在线观看| 婷婷成人精品国产| 日韩 欧美 亚洲 中文字幕| 免费在线观看完整版高清| 黄色视频不卡| 高清黄色对白视频在线免费看| 欧美日韩成人在线一区二区| 极品人妻少妇av视频| 高清av免费在线| 夜夜躁狠狠躁天天躁| 午夜日韩欧美国产| 午夜福利影视在线免费观看| 亚洲五月色婷婷综合| 男人舔女人的私密视频| 日韩精品免费视频一区二区三区| 人妻一区二区av| 亚洲av成人av| 叶爱在线成人免费视频播放| 五月开心婷婷网| 国产一区二区激情短视频| cao死你这个sao货| 国产av又大| 婷婷丁香在线五月| 亚洲国产中文字幕在线视频| 久久人人爽av亚洲精品天堂| 精品国产乱子伦一区二区三区| 亚洲一区二区三区不卡视频| 18禁观看日本| 欧美日韩亚洲高清精品| 中文字幕制服av| 日韩 欧美 亚洲 中文字幕| 国产精品国产av在线观看| www.999成人在线观看| 精品乱码久久久久久99久播| 国产欧美亚洲国产| 亚洲九九香蕉| 狠狠狠狠99中文字幕| 香蕉国产在线看| 久99久视频精品免费| 欧美黄色淫秽网站| 日韩欧美在线二视频 | avwww免费| 中文字幕人妻丝袜一区二区| 国产精品一区二区在线观看99| 国产精品 国内视频| 日韩有码中文字幕| 欧美国产精品一级二级三级| 一级片'在线观看视频| 国产高清videossex| 一级毛片精品| 欧美日韩精品网址| 自线自在国产av| 深夜精品福利| а√天堂www在线а√下载 | 久久国产亚洲av麻豆专区| 欧美乱色亚洲激情| 亚洲一区中文字幕在线| 久久久久久久国产电影| 国产精品免费一区二区三区在线 | 成年女人毛片免费观看观看9 | 午夜福利在线免费观看网站| 精品国产乱码久久久久久男人| 欧美日韩一级在线毛片| 精品久久蜜臀av无| 女人被狂操c到高潮| 老司机福利观看| 我的亚洲天堂| 超碰成人久久| 日韩制服丝袜自拍偷拍| 久久精品国产清高在天天线| 色94色欧美一区二区| 天天操日日干夜夜撸| 大香蕉久久成人网| 国产极品粉嫩免费观看在线| av一本久久久久| 香蕉久久夜色| 欧美成人午夜精品| 99国产极品粉嫩在线观看| 久久国产乱子伦精品免费另类| 久久中文看片网| 99在线人妻在线中文字幕 | 亚洲精品国产一区二区精华液| 9191精品国产免费久久| 妹子高潮喷水视频| 久久亚洲精品不卡| 91av网站免费观看| 最新的欧美精品一区二区| 大码成人一级视频| 咕卡用的链子| ponron亚洲| 亚洲精品国产精品久久久不卡| 十八禁人妻一区二区| 老司机福利观看| 老司机深夜福利视频在线观看| 亚洲精品在线观看二区| 一区福利在线观看| 久久精品人人爽人人爽视色| 波多野结衣一区麻豆| 看片在线看免费视频| 国产精品影院久久| 欧美日韩亚洲综合一区二区三区_| 精品久久久久久电影网| 一级毛片高清免费大全| 亚洲全国av大片| 国产精品久久久人人做人人爽| 一个人免费在线观看的高清视频| 欧美人与性动交α欧美精品济南到| av一本久久久久| 欧美日韩av久久| 一级a爱片免费观看的视频| 岛国毛片在线播放| 成人手机av| 亚洲第一欧美日韩一区二区三区| 国产99久久九九免费精品| 一本综合久久免费| 999久久久精品免费观看国产| 在线视频色国产色| 成在线人永久免费视频| 麻豆国产av国片精品| 久久 成人 亚洲| 美女午夜性视频免费| 在线观看免费日韩欧美大片| 热re99久久国产66热| 欧美日韩亚洲高清精品| 欧美黑人欧美精品刺激| 天天操日日干夜夜撸| 亚洲熟女精品中文字幕| 首页视频小说图片口味搜索| 91大片在线观看| 久久精品亚洲精品国产色婷小说| 丝袜在线中文字幕| av视频免费观看在线观看| 视频区欧美日本亚洲| 久久久久久久精品吃奶| 日本一区二区免费在线视频| av一本久久久久| 午夜日韩欧美国产| 丰满饥渴人妻一区二区三| 男人舔女人的私密视频| 国产一卡二卡三卡精品| 露出奶头的视频| 亚洲人成伊人成综合网2020| 久久 成人 亚洲| 麻豆乱淫一区二区| 在线观看一区二区三区激情| 精品免费久久久久久久清纯 | 亚洲精品国产一区二区精华液| 国内久久婷婷六月综合欲色啪| 久久亚洲真实| 麻豆国产av国片精品| 成人18禁在线播放| 欧美精品亚洲一区二区| 国产精品国产av在线观看| 欧美在线一区亚洲| 久久人人97超碰香蕉20202| 一级片'在线观看视频| 50天的宝宝边吃奶边哭怎么回事| 欧美性长视频在线观看| 涩涩av久久男人的天堂| 老司机影院毛片| 日本一区二区免费在线视频| 精品一区二区三区四区五区乱码| www.熟女人妻精品国产| 精品福利观看| 国产一区在线观看成人免费| 久久中文字幕人妻熟女| 亚洲精品自拍成人| www.熟女人妻精品国产| 天天躁日日躁夜夜躁夜夜| 国产在线观看jvid| 国产精品av久久久久免费| 母亲3免费完整高清在线观看| 99久久精品国产亚洲精品| 亚洲国产欧美网| 亚洲全国av大片| 亚洲精品美女久久av网站| 日本a在线网址| a级毛片在线看网站| 国产亚洲欧美98| 亚洲va日本ⅴa欧美va伊人久久| 亚洲欧美激情在线| 亚洲av成人一区二区三| 国产无遮挡羞羞视频在线观看| 久热这里只有精品99| 香蕉丝袜av| av片东京热男人的天堂| 成人18禁在线播放| 中文亚洲av片在线观看爽 | 后天国语完整版免费观看| 久久人妻av系列| 国产精品1区2区在线观看. | 99国产综合亚洲精品| 69精品国产乱码久久久| 久久ye,这里只有精品| 亚洲国产欧美日韩在线播放| 欧美黑人精品巨大| 久久久国产精品麻豆| 亚洲国产中文字幕在线视频| 黄色 视频免费看| 国产亚洲精品久久久久5区| 久久 成人 亚洲| 国产精品免费一区二区三区在线 | 亚洲av成人不卡在线观看播放网| 久9热在线精品视频| 又紧又爽又黄一区二区| 亚洲av欧美aⅴ国产| 天天躁日日躁夜夜躁夜夜| 天堂√8在线中文| 男女高潮啪啪啪动态图| 一a级毛片在线观看| aaaaa片日本免费| 欧美 日韩 精品 国产| 国产精品久久视频播放| 777久久人妻少妇嫩草av网站| 亚洲av电影在线进入| 两个人看的免费小视频| 久久天堂一区二区三区四区| 亚洲精品国产色婷婷电影| 欧美精品高潮呻吟av久久| 精品一区二区三区四区五区乱码| 欧美+亚洲+日韩+国产| 亚洲色图 男人天堂 中文字幕| 欧美激情久久久久久爽电影 | 男女床上黄色一级片免费看| 9色porny在线观看| 人妻一区二区av| svipshipincom国产片| 亚洲国产精品sss在线观看 | 久久人人爽av亚洲精品天堂| 欧美午夜高清在线| 亚洲欧洲精品一区二区精品久久久| 国产一区在线观看成人免费| 久久久久国产一级毛片高清牌| 国产欧美日韩一区二区三区在线| 精品熟女少妇八av免费久了| 久久久久久人人人人人| 欧美日韩一级在线毛片| 三上悠亚av全集在线观看| 嫁个100分男人电影在线观看| 老熟妇乱子伦视频在线观看| 久久久久久久久久久久大奶| 国产精品一区二区精品视频观看| 最近最新免费中文字幕在线| 国产精品1区2区在线观看. | 欧美乱色亚洲激情| 国产伦人伦偷精品视频| 9191精品国产免费久久| 精品国产一区二区三区久久久樱花| 久久 成人 亚洲| 老汉色av国产亚洲站长工具| 亚洲精品av麻豆狂野| 91精品三级在线观看| 精品第一国产精品| 99精品欧美一区二区三区四区| 黄色丝袜av网址大全| 国产高清激情床上av| 精品午夜福利视频在线观看一区| 日韩 欧美 亚洲 中文字幕| 女人被狂操c到高潮| 国产男靠女视频免费网站| 日本wwww免费看| 老熟妇仑乱视频hdxx| 国产av又大| 亚洲精品在线美女| 麻豆国产av国片精品| 在线观看www视频免费| 18禁裸乳无遮挡免费网站照片 | 男女下面插进去视频免费观看| 欧美 亚洲 国产 日韩一| 国产有黄有色有爽视频| 99国产精品一区二区三区| 中文字幕另类日韩欧美亚洲嫩草| 午夜福利影视在线免费观看| 亚洲欧美一区二区三区黑人| 欧美日韩瑟瑟在线播放| 亚洲国产欧美一区二区综合| 国产精品1区2区在线观看. | 色老头精品视频在线观看| 少妇裸体淫交视频免费看高清 | 久久ye,这里只有精品| 国产精品久久久人人做人人爽| 国产激情久久老熟女| 国产一区在线观看成人免费| 欧洲精品卡2卡3卡4卡5卡区| 国产一卡二卡三卡精品| 50天的宝宝边吃奶边哭怎么回事| 日本黄色日本黄色录像| 精品国内亚洲2022精品成人 | 久久久国产成人精品二区 | 日本黄色日本黄色录像| 国产成人免费无遮挡视频| 国产欧美亚洲国产| 国产1区2区3区精品| 国产欧美亚洲国产| 看黄色毛片网站| 人人妻人人澡人人爽人人夜夜| 丝袜美足系列| 中文字幕人妻丝袜制服| 免费日韩欧美在线观看| a级毛片在线看网站| 九色亚洲精品在线播放| av超薄肉色丝袜交足视频| 亚洲专区国产一区二区| 嫁个100分男人电影在线观看| 一区二区三区激情视频| 中文字幕人妻熟女乱码| av天堂在线播放| 女人精品久久久久毛片| 亚洲国产看品久久| 正在播放国产对白刺激| 99re6热这里在线精品视频| 国产高清国产精品国产三级| 天堂动漫精品| 热re99久久国产66热| 日韩视频一区二区在线观看| 超碰成人久久| 老鸭窝网址在线观看| 激情在线观看视频在线高清 | 欧美 日韩 精品 国产| 在线观看免费午夜福利视频| av天堂在线播放| 首页视频小说图片口味搜索| av欧美777| 亚洲精品国产色婷婷电影| 亚洲第一青青草原| 亚洲色图综合在线观看| 国产男女超爽视频在线观看| 欧美性长视频在线观看| 久久天躁狠狠躁夜夜2o2o| 亚洲三区欧美一区| 中文字幕人妻熟女乱码| videos熟女内射| 可以免费在线观看a视频的电影网站| 国产又爽黄色视频| 久久ye,这里只有精品| 高清视频免费观看一区二区| 免费一级毛片在线播放高清视频 | 91精品三级在线观看| 怎么达到女性高潮| 国产一区二区三区在线臀色熟女 | 国产真人三级小视频在线观看| 国产精品久久电影中文字幕 | 高清av免费在线| 少妇被粗大的猛进出69影院| 亚洲在线自拍视频| 91成年电影在线观看| 精品久久久精品久久久| 欧美精品人与动牲交sv欧美| 妹子高潮喷水视频| 日本wwww免费看| 日韩成人在线观看一区二区三区| 欧美中文综合在线视频| 日本精品一区二区三区蜜桃| 99精品在免费线老司机午夜| 大陆偷拍与自拍| 女性被躁到高潮视频| 1024视频免费在线观看| 少妇粗大呻吟视频| 欧美丝袜亚洲另类 | 国产一区二区三区视频了| 一进一出抽搐动态| 天天影视国产精品| 91大片在线观看| 黄色视频不卡| 老司机深夜福利视频在线观看| 夜夜爽天天搞| 国产精品久久久久久精品古装| 国产欧美日韩综合在线一区二区| 亚洲国产精品sss在线观看 | 久久久水蜜桃国产精品网| 日日爽夜夜爽网站| 免费观看人在逋| 国产精品99久久99久久久不卡| 欧美日韩成人在线一区二区| 成人国产一区最新在线观看| 久久精品国产99精品国产亚洲性色 | 91av网站免费观看| 亚洲专区国产一区二区| 在线观看免费午夜福利视频| 国产精品久久久av美女十八| 久久ye,这里只有精品| 成年人免费黄色播放视频| 搡老熟女国产l中国老女人| 男女免费视频国产| 动漫黄色视频在线观看| 精品一区二区三区四区五区乱码| 成年动漫av网址| 91老司机精品| 国产精品自产拍在线观看55亚洲 | 亚洲人成电影观看| 飞空精品影院首页| 99热网站在线观看| 啦啦啦免费观看视频1| 国产成人啪精品午夜网站| 亚洲视频免费观看视频| 精品高清国产在线一区| 性色av乱码一区二区三区2| a级毛片黄视频| 青草久久国产| 国产野战对白在线观看| 国产高清videossex| 亚洲av成人av| 免费在线观看视频国产中文字幕亚洲| 1024视频免费在线观看| 午夜视频精品福利| 亚洲免费av在线视频| 久久精品aⅴ一区二区三区四区| 人人妻人人添人人爽欧美一区卜| 国内毛片毛片毛片毛片毛片| 黑人巨大精品欧美一区二区mp4| 一区在线观看完整版| 动漫黄色视频在线观看| x7x7x7水蜜桃| 久久久精品免费免费高清| 国产99久久九九免费精品| 国产亚洲精品久久久久5区| 国产亚洲av高清不卡| 国产成人av教育| 国产一区在线观看成人免费| 国产在线精品亚洲第一网站| 丝袜美腿诱惑在线| 精品少妇一区二区三区视频日本电影| 久9热在线精品视频| 亚洲精品在线观看二区| 亚洲精品国产色婷婷电影| 黄色视频不卡| 女性被躁到高潮视频| 18在线观看网站| 伊人久久大香线蕉亚洲五| 女人被狂操c到高潮| 国产精品免费一区二区三区在线 | 亚洲男人天堂网一区| 99国产精品99久久久久| 亚洲av熟女| 美女视频免费永久观看网站| 亚洲欧美激情综合另类| 亚洲精品久久成人aⅴ小说| 国产激情欧美一区二区| 51午夜福利影视在线观看| 精品国产超薄肉色丝袜足j| 精品久久久久久电影网| 精品国产美女av久久久久小说| 久久国产亚洲av麻豆专区| 亚洲国产精品一区二区三区在线| 欧美日韩黄片免| 亚洲成a人片在线一区二区| 日韩欧美一区二区三区在线观看 | 99国产精品免费福利视频| 精品久久久精品久久久| 丝袜人妻中文字幕| 精品人妻1区二区| 色尼玛亚洲综合影院| 五月开心婷婷网| 老司机在亚洲福利影院| 在线观看免费午夜福利视频| 国产主播在线观看一区二区| 黄色毛片三级朝国网站| 天天操日日干夜夜撸| 国产精品综合久久久久久久免费 | 亚洲一区二区三区欧美精品| 日韩免费av在线播放| 成熟少妇高潮喷水视频| 国产欧美亚洲国产| 午夜激情av网站| 久99久视频精品免费| 国产主播在线观看一区二区| 久久 成人 亚洲| 亚洲精华国产精华精| 日韩免费av在线播放| √禁漫天堂资源中文www| 国产亚洲欧美在线一区二区| 9热在线视频观看99| 国产欧美日韩综合在线一区二区| 成年动漫av网址| 一区二区三区国产精品乱码| 亚洲一区二区三区欧美精品| 国产精品影院久久| 丰满迷人的少妇在线观看| 精品国产一区二区三区久久久樱花| 午夜两性在线视频| 欧美黄色淫秽网站| 99re6热这里在线精品视频| www日本在线高清视频| 国产欧美日韩一区二区精品| 成年动漫av网址| 91精品国产国语对白视频| 麻豆av在线久日| 精品亚洲成a人片在线观看| 国产人伦9x9x在线观看| 少妇裸体淫交视频免费看高清 | 无遮挡黄片免费观看| 黑人欧美特级aaaaaa片| 黄频高清免费视频| 国产高清视频在线播放一区| 黑人猛操日本美女一级片| 亚洲av日韩精品久久久久久密| 又紧又爽又黄一区二区| 亚洲成a人片在线一区二区| 欧美黑人欧美精品刺激| 亚洲一区中文字幕在线| 女警被强在线播放| 国产欧美日韩一区二区三| 午夜91福利影院| 成人手机av| 国产不卡一卡二| 一级毛片精品| 最新的欧美精品一区二区| 国产野战对白在线观看| 免费在线观看日本一区| 亚洲五月天丁香| 乱人伦中国视频| 久久热在线av| 男女免费视频国产| 丝瓜视频免费看黄片| 精品第一国产精品| 男女免费视频国产| 国产深夜福利视频在线观看| 正在播放国产对白刺激| 精品免费久久久久久久清纯 | 高清av免费在线| 亚洲av日韩精品久久久久久密| 亚洲精品一卡2卡三卡4卡5卡| 国产亚洲欧美98| 黄色视频不卡| 变态另类成人亚洲欧美熟女 | 免费在线观看亚洲国产| 18禁国产床啪视频网站| 超碰成人久久| 国产精品秋霞免费鲁丝片| 国产91精品成人一区二区三区| 久久国产乱子伦精品免费另类| 亚洲精品久久午夜乱码| 国产精品 国内视频| 女人高潮潮喷娇喘18禁视频| xxxhd国产人妻xxx| 欧美在线一区亚洲| 涩涩av久久男人的天堂| 一级毛片精品| 丝袜人妻中文字幕| 欧美在线黄色|