1.1 试样制备

试验所用K444镍基铸造高温合金的化学成分如表1所示，采用真空感应炉重熔、熔模精密铸造填砂浇注法铸造而成，经均匀化热处理后，加工成标准试样尺寸。在试样表面电子束物理气相沉积（EB-PVD）热障涂层的合金靶材成分如表2所示，靶材成分由能谱方法获得。陶瓷靶材成分组成为ZrO₂和Y₂O₃，其中Y₂O₃含量为8%±1%，其余为ZrO₂。涂层的扫描电镜（SEM）显微组织如图1所示。涂层与基体金属结合致密，涂层的底层没有通到表面的开式气孔和槽。在100 µm长度内直径大于3 µm的粒子不超过5个，无连续的氧化夹层。标距段尺寸40 mm×10 mm，用高温漆在试样标距段点涂了4个定位点用于测量应变，如图2所示。

图1 带热障涂层镍基高温合金K444的SEM显微组织图像

Fig.1 SEM image of Ni-based superalloy K444 with TBC

图2 带粘结层(BC)和热障涂层(TBC)的K444高温合金试样

Fig.2 K444 superalloy specimen with BC（a）and TBC（b）

1.2 试验装置

高温拉伸试验按GB/T 228.1-2021^［24］，GB/T 228.2-2015^［25］和ASTM E111-17^［26］等标准执行。试验机选用LE5105-H300型高温电子万能试验机，最大负荷为100 kN，位移测量精度满足0.01 mm； 搭配LVE122C型视频引伸计，分辨率为0.5 μm，采样频率能达到500 Hz，实现非接触式实时采集位移。针对高温下非接触式测量的稳定性差及热漂移误差问题，LVE122C引伸计采用主动照明发光二极管（LED）蓝光光源匹配窄带滤光片（带宽10 nm），能极大地屏蔽高温试样发出的宽谱热辐射，并且在图像处理中采用抗光照变化、抗散斑退化的DIC算法和基于参考基准的实时漂移补偿模块，在数据采集过程中即完成初步校正，有效抑制随机热噪声，确保了高温下散斑图像质量与数字图像相关分析的准确性。使用配备QJY-4KB高清工业相机（4k/60帧）的光学显微镜观察裂纹形貌及断口特征。

1.3 热障涂层内部应力分布与剪滞理论

金属基体上涂覆了上下两层薄膜，薄膜所受的任何载荷需经由薄膜与基体的界面传递，即理想的粘合、无屈曲或分层、无层间效应^［27］。基于ABAQUS商业有限元软件建立带涂层结构的有限元模型（FEM）如图3所示，其中涂层和基体使用八节点线性六面体减缩积分单元（C3D8R）； 涂层和基体之间的界面力学行为采用八节点三维内聚力单元（COH3D8）进行模拟。在模型右端面施加位移载荷，左端面施加固支约束。为了消除网格尺寸对仿真结果的影响，建立了4种不同密度的网格模型进行试算，并以涂层内的最大正应力作为收敛指标，统计结果如表3所示。结果表明，随着网格数量的增加，涂层内最大正应力趋于稳定。综合考虑计算精度和计算效率，选用网格数量为151100的模型。采用线弹性本构理论获得了涂层内部应力以及界面剪应力沿拉伸方向的分布规律，如图4所示。

图3 带涂层结构的有限元模型

Fig.3 FEM of metal substrate with coating

图4 涂层内部正应力与剪切应力分布规律

Fig.4 Distribution laws of normal stress and shear stress within coating

（a）Tension stress in coating；（b）Shear stress at interface of substrate/coating；（c）Curves of tension stress and interfacial shear stress

有限元仿真结果证实，在所述加载条件下，薄膜与基体间的剪应力分布符合正弦函数关系，这与所采用的剪滞理论的基本假设高度吻合，因此验证了剪滞理论在本研究涂层/基体体系异质结构及拉伸加载场景下的适用性。对薄膜的受力分析推导出薄膜上的力平衡公式为^［28］：$\sigma \left(x\right)=\frac{1}{h}{\displaystyle {\int }_0^x\tau }\left(u\right)\text{d}u$（1）式中，x为当前考察的截面位置沿薄膜长度方向的坐标，$\sigma (x)$为当前截面位置薄膜的轴向正应力，h为假设均匀的薄膜厚度，积分下限0一般取薄膜施加边界条件的位置，u为积分哑元变量（dummy variable），物理意义和x一样是沿薄膜长度方向的位置，为避免和积分上限x混淆而改用u表示，$\tau (u)$为距边界条件施加端距离为u处的界面剪切应力。

拉伸过程中界面剪切应力逐渐增大，薄膜内最大正应力达到薄膜拉伸强度${\sigma }_b$，薄膜发生断裂^{［29–30］}。若拉伸持续，断裂后的两段薄膜会重复上述的失效过程，直至裂纹数量饱和^［31］。当断裂后的薄膜长度无法满足薄膜正应力达到拉伸强度，此时裂纹数量达到饱和，因此推导出BC与基体界面结合强度${\tau }^{\text{BC}}$表达式为：${\tau }^{\text{BC}}\text{=}\frac{\pi {\sigma }_{\text{b}}^{\text{BC}}{h}^{\text{BC}}}{{\lambda }_{\text{max}}^{\text{BC}}}$（2）式中，${\sigma }_{\text{b}}^{\text{BC}}$为仅BC试样的拉伸极限，$h^{\text{BC}}$为仅BC试样的厚度，${\lambda }_{\text{max}}^{\text{BC}}$为BC横向裂纹的最大间距。

同理推导出TBC层间剪切强度${\tau }^{\text{TBC}}$表达式为：${\tau }^{{}^{\text{TBC}}}\text{=}\frac{\pi {\sigma }_{\text{b}}^{{}^{\text{TBC}}}{h}^{\text{TBC}}}{{\lambda }_{\text{max}}^{{}^{\text{TBC}}}}$（3）式中，${\sigma }_{\text{b}}^{\text{TBC}}$为带TBC试样的拉伸极限，$h^{\text{TBC}}$为带TBC试样的厚度，${\lambda }_{\text{max}}^{\text{TBC}}$为TBC横向裂纹的最大间距。

2.1 粘结层（BC）/基体界面结合强度

在室温（RT）至900 ℃下所有拉断的带BC试样如图5所示。使用工业相机观察试样标距段，基于像素值与距离的正比关系可以测量BC最大横向裂纹间距${\lambda }_{\text{max}}^{\text{BC}}$，如图6所示。同时，对试样断口进行观察，对同一断口的上、中、下3个点位测量BC厚度$h^{\text{BC}}$并取平均值，如图7所示，代入式（2）计算得BC与基体界面结合强度${\tau }^{\text{BC}}$。结果表明，室温至800 ℃区间，结合强度降幅达31.4%； 900 ℃下因试样提前断裂导致测得的拉伸强度值明显偏小，对应的结合强度陡降至19.8%。随着温度（T）逐渐升高，BC与基体界面之间的结合强度呈现递减的趋势，且该递减速率随温度进一步提升而显著加快，即温度越高，结合强度的下降愈发剧烈，如图8所示。

图5 不同温度下带BC试样的拉伸破坏试样

Fig.5 Tensile-fractured specimens with BC at various temperatures

图6 不同温度下带BC试样的横向裂纹

Fig.6 Transverse cracks in specimens with BC at different temperatures

（a）200 ℃；（b）400 ℃；（c）500 ℃；（d）600 ℃；（e）700 ℃； （f）800 ℃

图7 带BC试样断口不同部位的光学显微图像

Fig.7 Optical micrograph for different parts offracture surfaces of the specimenswith BC observed

（a）Top；（b）Middle；（c）Bottom

图8 BC与基体界面归一化结合强度随温度变化曲线

Fig.8 Variation of normalized bond strength of BC/substrate interface with temperature

2.2 陶瓷层（TC）/粘结层（BC）层间剪切强度

在200~900 ℃下所有拉断的带TBC试样如图9所示。使用工业相机观察试样标距段，测量TBC最大横向裂纹间距${\lambda }_{\text{max}}^{\text{TBC}}$，如图10所示，并计算得TBC层间剪切强度${\tau }^{\text{TBC}}$，代入式（3）计算得TBC层间剪切强度${\tau }^{\text{TBC}}$，结果如图11所示。可见，TBC的层间剪切强度随环境温度的上升呈现出递减的趋势。具体而言，当测试温度自200 ℃提升至900 ℃时，层间剪切强度经历了显著的下降，其降幅达到了34%。进一步分析发现，在300~400 ℃的温度区间内，层间剪切强度的衰减尤为剧烈，损失约为20%。

图9 不同温度下带TBC试样的拉伸破坏试样

Fig.9 Tensile-fractured specimens with TBC at different temperatures

图10 不同温度下带TBC试样的横向裂纹

Fig.10 Transverse cracks in specimens with TBC under different temperatures

（a）200 ℃；（b）300 ℃；（c）400 ℃；（d）500 ℃；（e）600 ℃； （f）700 ℃；（g）800 ℃；（h）900 ℃

图11 TC/BC层间归一化剪切强度随温度变化曲线

Fig.11 Variation of normalized interlaminar shear strength between TC/BC with temperature

2.3 界面力学性能对比分析与失效机制探讨

前文研究结果表明，在800 ℃以下，BC/基体界面结合强度大致为TC/BC层间剪切强度的两倍，这说明在TBC异质结构中TC/BC界面较为薄弱。BC/基体界面结合强度在高温区（如900 ℃）发生急剧丧失，可归因于高温区受材料热软化和元素互扩散主导。高温下，界面附近Al，Cr和Ni元素扩散加剧，可能形成脆性金属间化合物相（如拓扑密排相）导致强化相过度溶解^{［32–33］}，进一步恶化界面韧性，从而显著削弱界面结合力。BC/基体界面失效模式以BC开裂为主，符合高温下由扩散控制的脆性断裂特征。而TC/BC界面的剪切强度在300~400 ℃区间出现显著衰减，暗示热生长氧化物（TGO）的生成动力学可能起着决定性作用。TGO的生长是一个遵循抛物线规律的动力学过程^［34］，其生长速率随温度升高而急剧增大。当温度达到300~400 ℃时，TGO开始显著增厚，其体积膨胀以及与金属粘结层之间的热膨胀系数失配，会在界面区域引发显著的局部应力^［35］。随着温度进一步升高，TGO快速增厚，数值模拟研究表明，这种由TGO生长驱动的应力演化，与材料的蠕变和塑性行为相互耦合，共同决定了界面的最终失效行为^［36］。