涂层与基底的热膨胀系数差对垂直界面的微裂纹的影响

古一;王志法;夏长清

【摘 要】将陶瓷涂层/基体金属界面看作是在陶瓷基体中包含的圆柱形金属夹杂,在夹杂半径趋近于无穷大时的极限情形.给出了平面应变条件下圆形夹杂两侧的半裂纹的应力强度因子的解析表达式,让圆形夹杂的半径趋向无穷大,得到陶瓷涂层/基体金属界面的垂直微裂纹的有关结果.根据所得结果,分析了陶瓷涂层和金属材料的膨胀系数的差异对于其界面微开裂的影响,所得结论对于陶瓷涂层的设计和制备工艺等具有指导意义.

【期刊名称】《湖南有色金属》 【年(卷),期】2007(023)003 【总页数】4页(P33-36)

【关键词】陶瓷涂层/金属界面;垂直微裂纹;应力强度因子;热膨胀系数差 【作 者】古一;王志法;夏长清

【作者单位】中南大学,湖南,长沙,410083;中南大学,湖南,长沙,410083;中南大学,湖南,长沙,410083 【正文语种】中 文 【中图分类】TG174.453

航天火箭发动机工作时，燃料经过预燃气化所形成的高温气流通过燃气通道进入燃烧室。在这个过程中，燃气通道要经受 900℃左右的高温气流冲刷。因此，要求燃气通道内表面具有优越的抗高温、抗氧化性能和良好的机械性能［1，2］。

作者在GH202合金制备的火箭发动机关键零件表面加涂了含纳米镍粉的超细陶瓷涂层，发现在超细涂料中添加纳米金属镍粉可以增加涂层的耐磨损性能和耐热冲击的能力，并可降低涂层的烧结温度［3～6］。但是陶瓷材料与基底合金两种材料的热膨胀系数存在很大的差异，这将对陶瓷涂层与基底合金表面的结合产生严重影响，表现在产生涂层／基底界面的垂直微裂纹，这种裂纹起源于陶瓷／金属界面，而向陶瓷涂层中延伸。因此本文将分析与涂层／基体合金界面垂直的微裂纹问题，根据微裂纹的应力强度因子的计算公式，并结合所用陶瓷涂层和基底金属的具体材料计算和分析热膨胀系数差异所引起的应力强度因子及在涂层材料中添加纳米镍粉对涂层微开裂的影响。

把陶瓷／金属界面看作是在陶瓷基体中包含的圆球形金属颗粒，在颗粒半径趋近于无穷大的极限情形，通过数学处理将其演变为陶瓷／合金基底材料垂直界面裂纹的应力强度影响因子，然后讨论陶瓷和合金基底的热膨胀系数性质差别对其影响。 设圆形金属颗粒的半径为 r，如图 1所示，在金属颗粒内发生的本征应变为ε和ε，则在金属颗粒外两侧沿 X轴距离为 x处产生的应力场为［7］：

式中 G1、v1分别为陶瓷材料的剪切模量和泊松比。如果金属颗粒的本征应变使σ22（x，0）＞0，并且这个应力足够大时，可以导致颗粒两侧的陶瓷相内微开裂，而产生两个对称的微裂纹。在微裂纹 c端的应力强度因子可由下式决定： 其中

半裂纹垂直于界面并伸向陶瓷，其长度为 l，将图1中的金属颗粒半径加大，令 r趋向于∞，则成为图 2所示的陶瓷涂层／合金基底界面，图 2中界面的左侧对应于半径为∞的圆形合金基底，而其右侧则视为陶瓷涂层。 当r→∞时，则有 c－r＝l，代入（1）得：

式（7）即为陶瓷／合金基底材料垂直于界面半裂纹的应力强度因子，在不同的条件下，本征应变ε和ε不同。下面将讨论在不同情况下影响应力强度因子的因素。

在同样的温度变化的情况下，陶瓷涂层与合金基底将发生不同的热应变，它们的热应变之差即代表合金基底的本征应变。因此，基底的本征应变可近似为［7］： 式中α1和α2分别为陶瓷涂层和合金基底的热膨胀系数；ΔT代表整个物体的温度变化。

将（8）代入（7）可得到由热膨胀性质的差异在温度变化时在半裂纹顶端所产生的应力强度因子，记为，则有：

可见，垂直界面裂纹应力强度因子与陶瓷涂层和合金基底的热膨胀系数差成正比，与温度差成正比。

当α1＝α2时，成为均质材料，（半）＝0，即温度变化对应力强度因子无影响。 合金基底的热膨胀系数大于陶瓷涂层的热膨胀系数，所以在相同的裂纹长度和温度变化的情况下，对于热膨胀系数相差较大，而且陶瓷涂层本身的剪切模量也较大的情况而言，计算的（半）值会很容易达到甚至超过陶瓷材料的宏观断裂韧性值。因此这种裂纹很容易长大而且导致整个界面的破坏。相反，陶瓷涂层和合金基底的热膨胀系数差较小时，裂纹不易产生和扩展。根据试验测定，添加 10%纳米镍粉时，可以使陶瓷涂层材料的热膨胀系数从4.37×10－6增大到 5.25×10－6。因此，在超细陶瓷浆料中添加纳米镍粉，可以提高陶瓷涂层的热膨胀系数，减小裂纹应力强度因子，提高涂层与基体金属的结合强度。

所以，对于陶瓷涂层／合金基底界面而言，所有可以减小涂层和基底之间热膨胀系数差的途径都对于提高界面结合强度有利。在陶瓷涂层中添加纳米金属镍粉可以减小涂层与基底金属的热膨胀系数差。所以，添加了纳米镍粉的陶瓷涂层与基底金属间具有较强的结合强度。

纳米金属Ni弥散颗粒增韧的陶瓷涂层，虽然增韧颗粒的尺寸较小，当裂纹在复合材料中扩展时，它们只能发生较小规模的塑性形变，但延性颗粒增韧的陶瓷涂层材料具有良好的抗热震性。许多研究工作表明涂层韧性的增加主要来源于裂纹桥接机

制［8～10］。纳米镍粉的加入可以用桥连机理对其增韧性能进行分析。 图3为金属／陶瓷复合涂层材料的桥连机制示意图。图 3中灰色的小球代表纳米镍粉颗粒，基体为陶瓷。当裂纹在陶瓷基体中扩展时，被裂纹切过的韧性金属相随着裂纹的张开而被拉伸直至断裂。这一过程中金属相将发生塑性变形并消耗许多能量，从而提高了材料的韧性。

金属相对韧性的贡献可以通过计算金属相的断裂功（ΔG）获得［11，12］： 式中 f为裂纹表面金属相的面积百分数；u为裂纹张开位移；u*为金属相被拉断时该处的临界裂纹张开位移；σ（u）为名义应力。 令 则

式中χ为“断裂功参数”，χ的大小取决于金属相的韧性、加工硬化率以及相界面的结合强度；σY为金属相的屈服强度；R为金属相的半径。

研究表明，裂纹扩展时相界面的局部分离有利于材料韧性的提高。相界面结合强度很高的情况下，裂纹切过的金属相处于被约束的状态，允许发生塑性形变的体积相当小。相界面的局部分离使得桥接裂纹的金属相允许发生塑性形变的体积增加。应力和位移之间关系的计算结果表明，相界面结合很强将导致较高的有效形变应力和较低的塑性形变，最终造成韧性的增加较小；相界面局部分离导致较低的形变应力和较大的塑性形变，对韧性的贡献较大。但是如果相界面结合太弱，将导致金属相与基体的全部脱离。此时金属相几乎不发生塑性形变，这种情况无论对材料的韧性还是对强度都是最为不利的。金属相的形状为粗大颗粒时，经常发生金属颗粒在裂纹表面被完全拔出。因此为了保证增韧颗粒能够桥接裂纹表面并发生塑性变形，从而有效地利用金属的固有韧性，相界面需要进一步强化，细小的纳米Ni颗粒分布在烧结的陶瓷基体中时，强化了金属／陶瓷相界面。金属增韧的陶瓷材料经常表现出 R－曲线行为，即裂纹扩展的阻力最初随裂纹长度的增加而增加，之后达到一个

稳态值（断裂韧性）。这是因为在裂纹扩展的最初阶段，裂纹越长，则桥接裂纹的金属相就越多；一旦距离裂纹尖端最远处桥接裂纹的金属相被拉断，那么桥接区长度和裂纹扩展阻力都达到了稳态值。因此，纳米镍粉的加入使陶瓷涂层中产生的微裂纹不易扩展到表面形成宏观裂纹，或是不易形成贯穿性微裂纹，也就减少了外界氧向涂层／基体界面扩散的通道，同时也提高了涂层的抗氧化性能。

1.本文的理论计算公式，符合现有的陶瓷涂层／金属基体体系的试验结果，对于进一步提高涂层材料的性能具有指导意义。

2.在陶瓷涂层中添加纳米金属镍粉可以提高陶瓷涂层的热膨胀系数，减小裂纹应力强度因子，减小涂层与基底金属的热膨胀系数差，使涂层中的微裂纹不易产生和扩展，从而提高了超细陶瓷涂层的性能。

3.纳米金属镍粉对涂层韧性的增加机理主要是裂纹的桥连机制。

【相关文献】

［1］ 程云庚 .高温无机涂层［M］.上海：上海科技出版社，1966.

［2］美国国家材料咨询委员会所属涂层委员会.高温抗氧化涂层［M］.北京：科学出版社出版，1980.

［3］ Gu Yi，Xia Chang-qing.Effect of nano－size nickel particles on the wear resistance and high－temperature resistance of the ultra－fine ceramic coating［J］.Journal of Central South University of Technology，2004，11（4）：358－361. ［4］ Gu Yi，Xia Chang-qing.Stabilized dispersion of nano－ceramic coating

［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2003，13（4）：890－892. ［5］ Gu Yi，Xia Chang-qing.Study of Ultra－fine Ceramic Coatings Containing Nano－size Nickel Particles［J］.Surface and Coatings Technology，2005，120：2 504－2 509. ［6］ Xia Chang-qing，Gu Yi，Zeng Fan-hao.Stability of aqueous nanoceramic coatingswith two different dispersants［J］.Journal of Central South University of Technology，2003，10（2）：87－90.

［7］张宏图.陶瓷－金属界面的垂直微裂纹问题［J］.青岛大学学报，1994，7（1）：1－9. ［8］ Reimanis，I.E.，Dalgleish，B.J.，A.G.Evans.Effects of plasticity on the crack

propagation resistance of a metal／ceramic interface［J］.Acta Metallurgica et Materialia，

1990，38（12）：2 645－2 652.

［9］张国军，金宗哲.颗粒增韧陶瓷的增韧机理［J］.硅酸盐学报，1994，22（3）：259－268. ［10］McMeeking，R.M.，Evans，A.G.Matrix fatigue cracking in fiber composites［J］.Mechanics of Materials，1990，9（3）：217－227.

［11］X Huo.Evaluation of NiCrAlYSi overlay coating on Ni3Al－based IC－6 after an enginetest［J］.Surface and Coatings Technology， 1999，114：174－180.

［12］P SLiu，K M Liang.A new way to evaluate the high－temperature oxidation life of aluminide coatings on Co－base superalloys in air［J］.Surface and Coatings Technology，2000，115：64－68.