Thermal barrier coatings (TBC) are proven to protect the hot section of components operated under elevated temperature. Suspension Plasma Spray (SPS) is an emerging manufacturing process that is used to produce TBCsI, It has the ability to deposit a thinner TBC that has finer microstructure than coatings deposited using traditional Atmospheric Plasma Spray (APS). The coating spray parameters have a significant role in developing the coating properties and thereby the coatings failure. In this thesis work, the parameters such as the spray distance, the feed rate, and the surface velocity were varied to deposit six sets of TBC samples. The as-sprayed samples were analysed and next tested at different temperatures (1000°C, 1050°C and 1100°C) making thermal cyclic fatigue test (TCF) and thermal shock test also known as Burner Rig Test (BRT). These investigations aimed at trying to find an explanation for the effect of each varied process parameter on the deposited TBC. However the cases at 1100°C were not reliable enough to conclude. It was found that most porous coating was produced in Run 1. The porosity decreased gradually from Run 1 to the last run (Run 6) by changing the spray parameters. The failure in all cases was mainly due to the Thermally Grown Oxide (TGO) which causes cracking near the topcoat-bond coat interface. According to many cross sectional and top surface morphology SEM images taken during this work, the sintering of TBCs during thermal cycling also played a significant role in the top coat failure.

This document describes work performed related to the determination of how elemental additions affect the interfacial fracture toughness of thermal barrier coatings at the bond coat/thermally grown oxide interface in gas turbines. These turbines are exposed to cyclical thermal loading, therefore a simulation was designed to model this interface in a temperature cycle between 200 K and 1000 K that included oxide growth between 2 μm and 27 μm. The fracture toughness of this interface was then determined to elucidate the function of elemental additions. It was shown that minimal concentrations of atomic species, such as hafnium and yttrium cause notable increases in the toughness of the bond coat/thermally grown oxide interface, while other species, such as sulphur, can dramatically reduce the toughness. Furthermore, it was shown that, contrary to some empirical results, the addition of platinum has a negligible effect on the fracture toughness of this interface.

Sowohl Sand (CMAS) als auch Vulkanasche können die Wärmedämmschichten (TBC) einer Turbinenschaufel durch Infiltration der aufgeschmolzenen Aerosole und durch Partikelerosion schädigen. Das parallele Auftreten dieser beiden Schädigungsmechanismen an einer TBC ist bisher nur unzureichend analysiert. Vor diesem Hintergrund wurden in dieser Arbeit EB-PVD 7YSZ TBCs mit zwei verschiedenen Mikrostrukturen sowie die CMAS-beständigere EB-PVD Gd2Zr2O7 TBC untersucht. Zusätzlich wurde auf EB-PVD 7YSZ TBCs mittels Suspensions-plasmaspritzen eine CMAS-beständige Al2O3-Schicht aufgebracht. Die Erosionsversuche erfolgten bei Raumtemperatur an den TBCs vor und nach einer CMAS-Infiltration. Die Cha-rakterisierung der TBCs wurde hauptsächlich mittels instrumentierter Eindringprüfung durch-geführt und durch thermodynamische Berechnungen der Phasenanteile in den Schichten nach der CALPHAD-Methode unterstützt. Somit können die wesentlichen Einflussgrößen der CMAS-Infiltration und Partikelerosion in dieser Arbeit erstmals wissenschaftlich-systematisch evaluiert und in Korrelation miteinander gesetzt werden. Sowohl die Wechselwirkung mechanischer Schichteigenschaften (wie E-Modul, Härte, Bruchzähigkeit) und der Schichtmikrostruktur mit dem Erosionsverhalten er-möglichen die Ableitung von Mikrostruktur-Eigenschaftsbeziehungen. Auf deren Basis wird ein wissenschaftliches Verständnis des komplexen Schädigungsvorgangs aufgebaut. Es zeigt sich, dass verschiedene Mikrostrukturcharakteristika der EB-PVD 7YSZ TBC, wie Federarme und Stängeldurchmesser, großen Einfluss auf die Erosionsbeständigkeit von unin-filtrierten und infiltrierten TBCs haben. Generell erhöht sich die Erosionsbeständigkeit durch die CMAS-Infiltration, allerdings zum Nachteil der mechanischen Integrität der TBC. Der CaO-Gehalt des CMAS und die Infiltrationszeit werden als wesentliche Einflussfaktoren auf das Erosionsverhalten identifiziert. Diese Einflüsse dominieren auch die Erosionsbeständigkeit der untersuchten CMAS-beständigeren TBC-Systeme aus Gd2Zr2O7 bzw. Al2O3. Die Ausbildung einer Reaktions-schicht infolge einer CMAS-Infiltration ist für diese Schichten charakteristisch. Sowohl eine hohe Härte und niedriges E-Modul einzelner Reaktionsphasen als auch deren gleichmäßige Verteilung in der Mikrostruktur der Reaktionsschicht korrelieren mit einem zunehmenden Erosionswiderstand. Die gehemmte Infiltration in die CMAS-beständigen TBCs führten zu unterschiedlichen TBC-Infiltrationstiefen, welche den Erosionswiderstand zusätzlich beein-flussen. Die in dieser Arbeit gewonnenen Erkenntnisse werden durch ein CMAS-/Erosionsmodell strukturiert zusammengefasst und in einem Leitfaden zur qualitativen Bewertung des Erosi-onsverhaltens von CMAS-infiltrierten TBCs veranschaulicht.:Kurzfassung iii Abstract iv Danksagung v Eidesstattliche Erklärung vi Inhaltsverzeichnis vii Liste der Abkürzung, Symbole und Indizes xi 1 Einleitung 1 2 Stand der Technik 7 2.1 Wärmedämmschichtsystem 7 2.1.1 Aufbau von Wärmedämmschichtsystemen 7 2.1.1.1 Nickelbasis-Superlegierungen 7 2.1.1.2 Bond Coat/Haftvermittler 7 2.1.1.3 Thermisch gewachsene Oxidschicht 8 2.1.1.4 Wärmedämmschicht 9 2.1.1.5 Opferschicht 10 2.1.2 Wärmedämmschicht- und Opferschichtwerkstoffe 11 2.1.2.1 7 Gew.-% Y2O3 teilstabilisiertes ZrO2 (7YSZ) 11 2.1.2.2 Gadolinium-Zirkonat (Gd2Zr2O7) 12 2.1.2.3 Aluminiumoxid (Al2O3) 13 2.1.3 Beschichtungsverfahren und deren Einfluss auf die Morphologie 14 2.2 Versagensmechanismen von Wärmedämm- und Opferschichten durch extrinsische Schädigung 16 2.2.1 Schädigung durch Infiltration von CMAS und/oder Vulkanasche 16 2.2.1.1 Schädigungsverhalten einer EB-PVD-Schicht durch CMAS 21 2.2.1.2 CMAS-Schädigung einer 7YSZ-Wärmedämmschicht 22 2.2.1.3 CMAS-Reaktionsverhalten einer Gd2Zr2O7-Opferschicht 23 2.2.1.4 CMAS-Reaktionsverhalten von Al2O3- und weiterer Opferschichten 25 2.2.2 Schädigung durch Partikelerosion 26 2.2.2.1 Einfluss des TBC-Werkstoffs auf das Erosionsverhalten 27 2.2.2.2 Einfluss der TBC-Morphologie auf das Erosionsverhalten 28 2.2.2.3 Einfluss der Erosionsmodi auf das Erosionsverhalten von EB-PVD-Schichten 29 2.2.2.4 Einfluss des Partikelaufprallwinkels auf das Erosionsverhalten 30 2.2.2.5 Einfluss von Sinterung und CMAS-Infiltration einer Wärmedämmschicht auf das Erosionsverhalten 31 3 Motivation und Ziele der Arbeit 33 4 Probenherstellung und Methodik 36 4.1 Thermodynamische Phasenberechnung nach der CALPHAD-Methode 36 4.2 Statistische Absicherung des Probenumfangs 38 4.3 Probenherstellung 38 4.3.1 Herstellung der Wärmedämm- und Opferschichten 38 4.3.2 CMAS-Herstellung und -Infiltration 40 4.4 Erosionsversuche 42 4.5 Prüfung der mechanischen Eigenschaften 44 4.5.1 Kleinlast- und Mikrohärtemessung nach Vickers 44 4.5.2 Instrumentierte Eindringprüfung: Nanoindentation 45 4.5.3 Bruchzähigkeitsbestimmung mittels Härte- und Risslängenmessung 47 4.6 Präparation und Charakterisierung der TBCs 47 5 Effekt der CMAS-Infiltration auf das Erosionsverhalten der EB-PVD 7YSZ-Wärmedämmschichten 49 5.1 Proben- und Mikrostrukturcharakterisierung der EB-PVD 7YSZ-Schichten 49 5.2 Ergebnisse der Erosionsversuche der EB-PVD 7YSZ-Schichten 52 5.3 Ergebnisse der Prüfung mechanischer Eigenschaften und deren Einfluss auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 55 5.3.1 Mikrohärte der EB-PVD 7YSZ-Schichten 55 5.3.2 Nanohärte und Eindringmodul über den EB-PVD 7YSZ-Schichtverlauf 56 5.3.3 Einfluss mechanischer Kennwerte auf das Erosionsverhalten von infiltrierten EB-PVD 7YSZ Schichten 57 5.4 Erosion der uninfiltrierten EB-PVD 7YSZ-Schichten 58 5.4.1 Einfluss der Mikrostruktur uninfiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten auf das Erosionsverhalten 58 5.4.2 Einfluss des Sinterprozesses der EB-PVD 7YSZ-Schichten auf das Erosionsverhalten 60 5.5 Erosion der EB-PVD 7YSZ-Schichten nach CMAS-Infiltration 61 5.5.1 Erosionsmechanismen der EB-PVD 7YSZ-Schichten nach CMAS-Infiltration 61 5.5.2 Einfluss der Mikrostruktur auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 64 5.5.3 Einfluss der Infiltrationszeit auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 66 5.5.4 Einfluss der CMAS-Zusammensetzung auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 69 5.6 Zusammenfassung und Fazit zur Erosion von EB-PVD 7YSZ-Wärmedämmschichten 71 6 Effekt der CMAS-Infiltration auf das Erosionsverhalten von neuartigen, CMAS-resistenten Wärmedämmschichten mit Opferschicht(-funktion) 73 6.1 Erosionsverhalten von suspensionsplasmagespritzten (SPS) Al2O3-Opferschichten auf EB-PVD 7YSZ-Wärmedämmschichten 73 6.1.1 Proben- und Mikrostrukturcharakterisierung des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 73 6.1.2 Ergebnisse der Erosionsversuche des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 77 6.1.3 Ergebnisse der Prüfung mechanischer Eigenschaften und deren Einfluss auf das Erosionsverhalten des infiltrierten SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 79 6.1.3.1 Nanohärte und Eindringmodul über den Schichtverlauf des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 79 6.1.3.2 Einfluss mechanischer Kennwerte auf das Erosionsverhalten des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 81 6.1.4 Erosion des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 82 6.1.4.1 Allgemeines Erosionsverhalten des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 82 6.1.4.2 Erosionsverhalten des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems nach unterschiedlichen Infiltrationsszenarien 83 6.1.5 Erosionsmodell der CMAS-Infiltrationstiefe 92 6.1.6 Zusammenfassung und Fazit zur Erosion des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 95 6.2 Erosionsverhalten von EB-PVD Gd2Zr2O7-Wärmedämmschichten mit Opferschichtfunktion 97 6.2.1 Proben- und Mikrostrukturcharakterisierung der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 97 6.2.1.1 Mikrostruktur der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 97 6.2.1.2 Infiltrationsverhalten der CMAS-Varianten in die EB-PVD Gd2Zr2O7-Schicht 98 6.2.1.3 Reaktionsschichten der CMAS-infiltrierten EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 100 6.2.1.4 Einfluss der CMAS-Zusammensetzung auf die Ausbildung der Reaktionsschicht 102 6.2.2 Thermodynamische Betrachtung des CMAS/Gd2Zr2O7-Systems 104 6.2.3 Ergebnisse der Erosionsversuche der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 108 6.2.4 Ergebnisse der Prüfung mechanischer Eigenschaften und deren Einfluss auf das Erosionsverhalten von EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 112 6.2.4.1 Nanohärte und Eindringmodul der Gd2Zr2O7-Reaktionsphasen 112 6.2.4.2 Nanohärte und Eindringmodul über den EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichtverlauf 114 6.2.4.3 Mikrohärte und Bruchzähigkeit der Gd2Zr2O7-Reaktionsschicht 116 6.2.4.4 Einfluss mechanischer Kennwerte auf das Erosionsverhalten von EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 118 6.2.5 Erosion der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 121 6.2.5.1 Erosionsverhalten nicht infiltrierter EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 121 6.2.5.2 Erosionsverhalten der Reaktionsschicht und Stängelstruktur CMAS-infiltrierter EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 123 6.2.5.3 Bewertung des Erosionsverhalten der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten unter 45 ° Partikelaufprallwinkel 133 6.2.6 Erosionsmodell der Reaktionsschicht 137 6.2.7 Zusammenfassung und Fazit zur Erosion von EB-PVD Gd2Zr2O7-Wärmedämmschichten 140 7 Vergleich der Wärmedämmschichten mit und ohne Opferschicht mit Bezug auf das CMAS-Infiltrations- und Partikelerosionsverhalten 143 7.1 CMAS-/Erosionsmodell und Vergleich der TBC-Systeme 143 7.2 Leitfaden zur qualitativen Bewertung des Erosionsverhaltens von CMAS-infiltrierten TBCs 149 8 Relevanz der Erkenntnisse der Erosionsmodellversuche für die TBC-Systeme in Turbinen unter Betriebsbedingungen 153 9 Zusammenfassung 157 10 Ausblick 163 11 Literaturverzeichnis 165 Verzeichnis der Abbildungen 179 Verzeichnis der Tabellen 186 Verzeichnis des Anhangs 187 Anhang 188 / Both sand (CMAS) and volcanic ash can damage the thermal barrier coatings (TBC) of a turbine blade through the infiltration of the molten aerosols and particle erosion. The parallel occurrence of both damage mechanisms on a TBC has not yet been sufficiently analyzed. Against this background, this thesis investigated EB-PVD 7YSZ TBCs with two different mi-crostructures and the CMAS-resistant EB-PVD Gd2Zr2O7 TBC. In addition, CMAS-resistant Al2O3 coatings were applied on EB-PVD 7YSZ TBCs using suspension plasma spraying. The erosion tests were realized at room temperature on these TBCs before and after CMAS infil-tration. The characterization of the TBCs was mainly performed by using mechanical indenta-tion measurements and was supported by thermodynamic calculations of the phase fractions in the coating according to the CALPHAD method. Thus, for the first time in this work, the main influencing variables of CMAS infiltration and particle erosion can be evaluated systematically and correlated with each other. Both the in-teraction of mechanical coating properties (such as modulus of elasticity, hardness, fracture toughness) and the coating microstructure with the erosion behavior allow the construction of microstructure-property relationships. Based on these relationships, a fundamental under-standing of the complex damage process is gained. It is shown that different microstructural characteristics of the EB-PVD 7YSZ TBC, such as feather-arms and column diameters, have a great influence on the erosion resistance of not infiltrated and infiltrated TBCs. In general, erosion resistance is increased by CMAS infiltra-tion, at the expense of the mechanical integrity of the TBC. The CaO-content of the CMAS and the infiltration time are identified as major factors influencing the erosion behavior. These influences also dominate the erosion resistance of the investigated CMAS-resistant TBC systems made of Gd2Zr2O7 or Al2O3. The formation of a reaction layer due to CMAS infiltration is characteristic of these coatings. Both a high hardness and low modulus of elastic-ity of individual reaction phases and their uniform distribution in the microstructure of the reac-tion layer correlate with increasing erosion resistance. The inhibited infiltration into the CMAS-resistant TBCs led to different TBC infiltration depths, which additionally influence the erosion resistance. The conclusions obtained in this thesis are summarized by a CMAS/erosion model and are illustrated in guidance for the qualitative evaluation of the erosion behavior of CMAS-infiltrated TBCs.:Kurzfassung iii Abstract iv Danksagung v Eidesstattliche Erklärung vi Inhaltsverzeichnis vii Liste der Abkürzung, Symbole und Indizes xi 1 Einleitung 1 2 Stand der Technik 7 2.1 Wärmedämmschichtsystem 7 2.1.1 Aufbau von Wärmedämmschichtsystemen 7 2.1.1.1 Nickelbasis-Superlegierungen 7 2.1.1.2 Bond Coat/Haftvermittler 7 2.1.1.3 Thermisch gewachsene Oxidschicht 8 2.1.1.4 Wärmedämmschicht 9 2.1.1.5 Opferschicht 10 2.1.2 Wärmedämmschicht- und Opferschichtwerkstoffe 11 2.1.2.1 7 Gew.-% Y2O3 teilstabilisiertes ZrO2 (7YSZ) 11 2.1.2.2 Gadolinium-Zirkonat (Gd2Zr2O7) 12 2.1.2.3 Aluminiumoxid (Al2O3) 13 2.1.3 Beschichtungsverfahren und deren Einfluss auf die Morphologie 14 2.2 Versagensmechanismen von Wärmedämm- und Opferschichten durch extrinsische Schädigung 16 2.2.1 Schädigung durch Infiltration von CMAS und/oder Vulkanasche 16 2.2.1.1 Schädigungsverhalten einer EB-PVD-Schicht durch CMAS 21 2.2.1.2 CMAS-Schädigung einer 7YSZ-Wärmedämmschicht 22 2.2.1.3 CMAS-Reaktionsverhalten einer Gd2Zr2O7-Opferschicht 23 2.2.1.4 CMAS-Reaktionsverhalten von Al2O3- und weiterer Opferschichten 25 2.2.2 Schädigung durch Partikelerosion 26 2.2.2.1 Einfluss des TBC-Werkstoffs auf das Erosionsverhalten 27 2.2.2.2 Einfluss der TBC-Morphologie auf das Erosionsverhalten 28 2.2.2.3 Einfluss der Erosionsmodi auf das Erosionsverhalten von EB-PVD-Schichten 29 2.2.2.4 Einfluss des Partikelaufprallwinkels auf das Erosionsverhalten 30 2.2.2.5 Einfluss von Sinterung und CMAS-Infiltration einer Wärmedämmschicht auf das Erosionsverhalten 31 3 Motivation und Ziele der Arbeit 33 4 Probenherstellung und Methodik 36 4.1 Thermodynamische Phasenberechnung nach der CALPHAD-Methode 36 4.2 Statistische Absicherung des Probenumfangs 38 4.3 Probenherstellung 38 4.3.1 Herstellung der Wärmedämm- und Opferschichten 38 4.3.2 CMAS-Herstellung und -Infiltration 40 4.4 Erosionsversuche 42 4.5 Prüfung der mechanischen Eigenschaften 44 4.5.1 Kleinlast- und Mikrohärtemessung nach Vickers 44 4.5.2 Instrumentierte Eindringprüfung: Nanoindentation 45 4.5.3 Bruchzähigkeitsbestimmung mittels Härte- und Risslängenmessung 47 4.6 Präparation und Charakterisierung der TBCs 47 5 Effekt der CMAS-Infiltration auf das Erosionsverhalten der EB-PVD 7YSZ-Wärmedämmschichten 49 5.1 Proben- und Mikrostrukturcharakterisierung der EB-PVD 7YSZ-Schichten 49 5.2 Ergebnisse der Erosionsversuche der EB-PVD 7YSZ-Schichten 52 5.3 Ergebnisse der Prüfung mechanischer Eigenschaften und deren Einfluss auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 55 5.3.1 Mikrohärte der EB-PVD 7YSZ-Schichten 55 5.3.2 Nanohärte und Eindringmodul über den EB-PVD 7YSZ-Schichtverlauf 56 5.3.3 Einfluss mechanischer Kennwerte auf das Erosionsverhalten von infiltrierten EB-PVD 7YSZ Schichten 57 5.4 Erosion der uninfiltrierten EB-PVD 7YSZ-Schichten 58 5.4.1 Einfluss der Mikrostruktur uninfiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten auf das Erosionsverhalten 58 5.4.2 Einfluss des Sinterprozesses der EB-PVD 7YSZ-Schichten auf das Erosionsverhalten 60 5.5 Erosion der EB-PVD 7YSZ-Schichten nach CMAS-Infiltration 61 5.5.1 Erosionsmechanismen der EB-PVD 7YSZ-Schichten nach CMAS-Infiltration 61 5.5.2 Einfluss der Mikrostruktur auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 64 5.5.3 Einfluss der Infiltrationszeit auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 66 5.5.4 Einfluss der CMAS-Zusammensetzung auf das Erosionsverhalten infiltrierter EB-PVD 7YSZ-Schichten 69 5.6 Zusammenfassung und Fazit zur Erosion von EB-PVD 7YSZ-Wärmedämmschichten 71 6 Effekt der CMAS-Infiltration auf das Erosionsverhalten von neuartigen, CMAS-resistenten Wärmedämmschichten mit Opferschicht(-funktion) 73 6.1 Erosionsverhalten von suspensionsplasmagespritzten (SPS) Al2O3-Opferschichten auf EB-PVD 7YSZ-Wärmedämmschichten 73 6.1.1 Proben- und Mikrostrukturcharakterisierung des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 73 6.1.2 Ergebnisse der Erosionsversuche des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 77 6.1.3 Ergebnisse der Prüfung mechanischer Eigenschaften und deren Einfluss auf das Erosionsverhalten des infiltrierten SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 79 6.1.3.1 Nanohärte und Eindringmodul über den Schichtverlauf des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 79 6.1.3.2 Einfluss mechanischer Kennwerte auf das Erosionsverhalten des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 81 6.1.4 Erosion des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 82 6.1.4.1 Allgemeines Erosionsverhalten des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 82 6.1.4.2 Erosionsverhalten des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems nach unterschiedlichen Infiltrationsszenarien 83 6.1.5 Erosionsmodell der CMAS-Infiltrationstiefe 92 6.1.6 Zusammenfassung und Fazit zur Erosion des SPS Al2O3/EB-PVD 7YSZ-Schichtsystems 95 6.2 Erosionsverhalten von EB-PVD Gd2Zr2O7-Wärmedämmschichten mit Opferschichtfunktion 97 6.2.1 Proben- und Mikrostrukturcharakterisierung der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 97 6.2.1.1 Mikrostruktur der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 97 6.2.1.2 Infiltrationsverhalten der CMAS-Varianten in die EB-PVD Gd2Zr2O7-Schicht 98 6.2.1.3 Reaktionsschichten der CMAS-infiltrierten EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 100 6.2.1.4 Einfluss der CMAS-Zusammensetzung auf die Ausbildung der Reaktionsschicht 102 6.2.2 Thermodynamische Betrachtung des CMAS/Gd2Zr2O7-Systems 104 6.2.3 Ergebnisse der Erosionsversuche der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 108 6.2.4 Ergebnisse der Prüfung mechanischer Eigenschaften und deren Einfluss auf das Erosionsverhalten von EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 112 6.2.4.1 Nanohärte und Eindringmodul der Gd2Zr2O7-Reaktionsphasen 112 6.2.4.2 Nanohärte und Eindringmodul über den EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichtverlauf 114 6.2.4.3 Mikrohärte und Bruchzähigkeit der Gd2Zr2O7-Reaktionsschicht 116 6.2.4.4 Einfluss mechanischer Kennwerte auf das Erosionsverhalten von EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 118 6.2.5 Erosion der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 121 6.2.5.1 Erosionsverhalten nicht infiltrierter EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 121 6.2.5.2 Erosionsverhalten der Reaktionsschicht und Stängelstruktur CMAS-infiltrierter EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten 123 6.2.5.3 Bewertung des Erosionsverhalten der EB-PVD Gd2Zr2O7-Schichten unter 45 ° Partikelaufprallwinkel 133 6.2.6 Erosionsmodell der Reaktionsschicht 137 6.2.7 Zusammenfassung und Fazit zur Erosion von EB-PVD Gd2Zr2O7-Wärmedämmschichten 140 7 Vergleich der Wärmedämmschichten mit und ohne Opferschicht mit Bezug auf das CMAS-Infiltrations- und Partikelerosionsverhalten 143 7.1 CMAS-/Erosionsmodell und Vergleich der TBC-Systeme 143 7.2 Leitfaden zur qualitativen Bewertung des Erosionsverhaltens von CMAS-infiltrierten TBCs 149 8 Relevanz der Erkenntnisse der Erosionsmodellversuche für die TBC-Systeme in Turbinen unter Betriebsbedingungen 153 9 Zusammenfassung 157 10 Ausblick 163 11 Literaturverzeichnis 165 Verzeichnis der Abbildungen 179 Verzeichnis der Tabellen 186 Verzeichnis des Anhangs 187 Anhang 188

The objective of this work is to apply the method of variation of parameters to various direct and inverse nonlinear, multimode heat transfer problems. An overview of the general method of variation of parameters is presented and applied to a simple example problem. The method is then used to obtain solutions to three specific extended surface heat transfer problems: 1. a radiating annular fin, 2. convective and radiative exchange between the surface of a continuously moving strip and its surroundings, and 3. convection from a fin with temperature-dependent thermal conductivity and variable cross-sectional area. The results for each of these examples are compared to those obtained using other analytical and numerical methods. The method of variation of parameters is also applied to the more complex problem of combined conduction-radiation in a one-dimensional, planar, absorbing, emitting, non-gray medium with non-gray opaque boundaries. Unlike previous solutions to this problem, the solution presented here is exact. The model is verified by comparing the temperature profiles calculated from this work to those found using numerical methods for both gray and non-gray cases. The combined conduction-radiation model is then applied to determine the temperature profile in a ceramic thermal barrier coating designed to protect super alloy turbine blades from large and extended heat loads. Inverse methods are implemented in the development of a non-contact method of measuring the properties and temperatures within the thermal barrier coating. Numerical experiments are performed to assess the effectiveness of this measurement technique. The combined conduction-radiation model is also applied to determine the temperature profile along the fiber of an optical fiber thermometer. An optical fiber thermometer consists of an optical fiber whose sensing tip is coated with an opaque material which emits radiative energy along the fiber to a detector. Inverse methods are used to infer the tip temperature from spectral measurements made by the detector. Numerical experiments are conducted to assess the effectiveness of these methods. Experimental processes are presented in which a coating is applied to the end of an optical fiber and connected to an FTIR spectrometer. The system is calibrated and the inverse analysis is used to infer the tip temperature in various heat sources.

En raison de leur bonne résistance mécanique à haute température, les superalliages base nickel sont employés dans les turbines aéronautiques et de production d’énergie. Ils doivent alors être capables de résister aux phénomènes d’oxydation « sèche » intervenant entre 900 et 1500°C. Ces matériaux sont donc protégés par des revêtements à base d’aluminure de nickel (β-NiAl). De plus, dans les sections les plus chaudes des turbines (T>1050°C), une barrière thermique (BT) est ajoutée afin de diminuer l’impact de la température sur le substrat. Dans le cadre du projet de recherche Européen « PARTICOAT », le travail décrit dans cette thèse a porté sur l’élaboration d’un système complet de revêtements protecteurs (BC+BT) à l’aide d’un procédé en une seule étape, à partir d’une barbotine obtenue par dispersion de microparticules d’Al dans une base aqueuse, milieu susceptible de satisfaire aux directives environnementales européennes. Des caractérisations rhéologique et physico-chimique ont montré la stabilité de la barbotine jusqu’à sept jours. Après dépôt de cette dernière par pulvérisation, un traitement thermique adapté a conduit, via la formation intermédiaire d’Al liquide, à l’obtention d’un revêtement d’aluminure de nickel (β-NiAl) comparable à ceux obtenus par les procédés industriels actuels. L’oxydation des particules d’Al permet la formation simultanée d’une « mousse » d’alumine (concept PARTICOAT) superficielle. Après validation des mécanismes réactionnels mis en jeu sur un substrat modèle de nickel pur, l’extrapolation du procédé à différents superalliages base nickel (René N5 (SX), CM-247 (DS), PWA-1483 (SX) et IN-738LC (EQ)) a donné des revêtements présentant différentes compositions et microstructures. Un intérêt particulier a alors été porté sur l’étude de l’influence des éléments d’alliage (Cr, Ta, Ti) et de leur ségrégation au sein du revêtement. Le comportement à haute température des échantillons revêtus a pu être évalué à l’aide de tests d’oxydation isotherme (1000h sous air entre 900 et 1100°C). Il a ainsi été montré que les phénomènes d’oxydation et d’interdiffusion régissent les mécanismes de dégradation. Par ailleurs, l’électrodéposition de cérine préalablement à l’application du procédé de revêtement PARTICOAT a permis de limiter fortement les phénomènes d’interdiffusion et de stabiliser la couche d’aluminure de nickel. / Because of their good mechanical resistance at high temperature, Ni-based superalloys are used for aero-engine and land-based turbines but undergo “dry” oxidation between 900 and 1500°C. These materials are thus coated with nickel-aluminide coatings (BC). An additional thermal barrier coating (TBC) is generally applied in the hottest sections of the turbines (T>1050°C) to lower the impact of the temperature on the substrate. In the framework of the European research programme “PARTICOAT”, this PhD work was focused on the growth mechanisms of a full protective coating system (BC+TBC) in a single step process, using a water-based slurry containing a dispersion of Al micro-particles to satisfy the European environmental directives. The rheological and physico-chemical characterizations showed the slurry stability up to seven days. After depositing the latter by air spraying, a tailored thermal treatment resulted in a nickel-aluminide coating (β-NiAl) similar to the conventional industrial ones but through an intermediate Al liquid phase stage. Simultaneously, the oxidation of the Al micro-particles brought aboutthe formation of a top alumina “foam” (PARTICOAT concept). After a validation step of the mechanisms involved in pure Ni substrate, the extrapolation of the process to several Ni-based superalloys (René N5 (SX), CM-247 (DS), PWA- 1483 (SX) and IN-738LC (EQ)) revealed different coating compositions and microstructures. A particular attention was therefore paid onto the effect of alloying elements (Cr, Ta, Ti) as well as their segregation in the coating. The high temperature behaviour of the coated samples has been studied through isothermal oxidation (1000h in air between 900 and 1100°C) and showed that the oxidation and interdiffusion phenomena ruled the degradation mechanisms. Besides, the electrodeposition of ceria before the application of the PARTICOAT coating allowed to strongly limit interdiffusion phenomena and stabilized the nickel aluminide coating.

Les superalliages base nickel sont couramment utilisés dans les parties chaudes des turbines aéronautiques et de production d’énergie. Les températures employées, supérieures à 900°C, nécessitent de concevoir des revêtements protecteurs pour lutter contre les phénomènes d’oxydation. Les revêtements couramment utilisés, composés pour la plupart de la phase β-NiAl, permettent de retarder les phénomènes de dégradation en développant une couche d’alumine. Dans les sections les plus chaudes, une barrière thermique composée de céramique, associée à un système de refroidissement interne complètent le dispositif de protection en permettant d’abaisser la température effective au niveau du substrat métallique.Ces revêtements sont cependant onéreux et utilisent de nombreux produits polluants. Les travaux de cette thèse, qui s’inscrivent dans le cadre du projet européen Particoat, se proposent d’élaborer un système barrière thermique en une seule étape reposant sur l’application d’une barbotine à base aqueuse comprenant des microparticules d’aluminium, suivi d’un traitement thermique approprié. L’aluminium contenu dans les sphères devient liquide puis réagit avec le substrat pour former une couche d’intermétallique riche en aluminium par diffusion à l’état solide. Simultanément les coquilles des sphères s’oxydent pour former une structure mousse en surface du substrat qui va conférer au système son isolation thermique. La cohésion des deux parties est assurée par l’oxyde thermique qui se forme à la surface du revêtement inter métallique. Les mécanismes mis en jeu lors des différentes étapes, ont été étudiés sur un substrat modèle, le nickel, ainsi que sur trois superalliages industriels (René N5, PWA 1483 et CM-247). Les revêtements ainsi élaborés ont été testés en condition d’oxydation isotherme et cyclique entre 900 et1100°c pour le nickel et entre 1000 et 1100°C pour les superalliages revêtus. L’ensemble montre une bonne résistance du système barrière thermique élaboré par barbotine. / Nickel superalloys are commonly used in the high temperature sections of aero- and land-based turbines blades. Protection of these materials by coatings is required to improve their resistance to oxidation beyond 900°C. The conventional process consists of a β-NiAl, which allows to form a protective alumina scale with alow oxidation kinetic. In the hottest parts of the turbine, a ceramic is used as a thermal barrier coating in addition to an internal cooling system in order to diminish the temperature seen at the metallic substrate surface. However, these existing methods are expensive, long and pollutant. Thus, this PhD thesis aims at producing a new thermal barrier system in one step, in the frame of the European project Particoat. Its concept is to apply on the substrate an aqueous slurry containing aluminum microparticles. Then, during an appropriate heat treatment the metallic particles sinter and oxidize completely resulting in a quasi-foam structure made of alumina hollow spheres (TBC). Simultaneously, the diffusion of the Al into the substrate creates a bond coat below the TBC. This coating formation is studied on model alloy (pure nickel) and on three different superalloys (René N5, PWA-1483 and CM-247). The pure nickel coated system is tested during isothermal and cyclic oxidation between 900°C and 1100°C whereas the degradation of the superalloys is realized upon cyclic oxidation at 1000°C and 1100°C. The overall results show a good resistance of this new thermal barrier system, enlightened by an industrial aluminide coatings comparison.

Les systèmes barrières thermiques protégeant les aubes de turbine sont des multicouches constitués d’une couche céramique isolante appliquée sur un superalliage par l’intermédiaire d’une couche de liaison qui, dans les systèmes actuels est à base de NiAl(Pt). Pour en comprendre et décrire le comportement thermomécanique, il est nécessaire de connaître le comportement de chaque couche, en particulier celui de la couche de liaison dont le rôle est critique. Nous avons employé une technique originale, la microindentation instrumentée à chaud (jusqu’à 850°C), pour obtenir des informations sur le comportement mécanique de matériaux de couches de liaison. Il a fallu d’abord fiabiliser le dispositif pour minimiser les effets d’oxydation et caractériser la stabilité thermique pour s’assurer de la validité et la reproductibilité des résultats. Un second volet a consisté à mettre en place une méthode de traitement de données et une méthode d’analyse inverse des résultats associant une approche analytique et une simulation de l’essai par éléments finis. Les essais menés sur des matériaux massifs élaborés sous forme de couples de diffusion pour explorer une large gamme de compositions ont permis de déterminer la loi de comportement élastoviscoplastique du composé NiAl(Pt) sous forme [bêta] et sous forme martensitique. Des propriétés mécaniques ont été également été déterminées sur les composés NiAl(Ru) et NiAl(Zr) envisagés pour des systèmes futurs. L’influence des divers éléments (Al, Pt et Ru) a pu ainsi être mise en évidence. Finalement des essais ont été effectués sur des couches de liaison de barrière thermique et les résultats corrélés à ceux obtenus sur matériaux massifs / Thermal barrier systems, which protect turbine blades, are multilayers constituted of an insulating ceramic layer applied on a metallic bondcoat itself in contact with the superalloy substrate. A widely used bondcoat is composed of a NiAl(Pt) compound. In order to understand and describe the thermomechanical behaviour of such systems, it is required to know the mechanical behaviour of each layer, in particular that of this bondcoat whose role is critical for maintaining the integrity of the systems. In this study, we have employed an original technique – high temperature instrumented microindentation, up to 850°C – to extract information on the mechanical behaviour of bondcoat materials. A preliminary phase consisted in improving the experimental procedure - in particular to minimise oxidation phenomena - and in characterising the thermal stability of the equipment at high temperature to ensure the reliability, validity and reproducibility of the results obtained. We have then developed a systematic data treatment and an inverse problem analysis combining analytical approaches and a FEM simulation of the experiment to extract a mechanical behaviour law of the materials investigated. Tests performed on bulk diffusion couples, selected to explore a wide range of compositions representative of aging bondcoats, permitted to extract an elastic viscoplastic behaviour law of NiAl(Pt), both in the B2 phase and in the martensitic phase. Some mechanical properties could also be determined on NiAl(Ru) and NiAl(Zr) systems. Finally the results of a few tests performed on thermal barrier bondcoats could be correlated with the results obtained on bulk materials

De nombreuses pièces aéronautiques telles que les chambres de combustion sont percées d'une multitudes de trous de refroidissement. Ce perçage, généralement effectué par un laser de puissance peut induire des endommagements dans la matière percée. Sur les systèmes barrières thermiques, une fissuration pouvant conduire à l'écaillage de la barrière thermique se produit à l'interface céramique/sous-couche lors du perçage laser. Cette thèse présente des éléments de compréhension des phénomènes de formation et de propagation de la fissure interfaciale. Pour cela, un protocole spécifique a été utilisé, consistant en la réalisation de perçage interrompus. De plus, afin de comprendre l'influence de la sous-couche et de l'interface sous-couche / céramique sur cette fissuration, une large gamme d'échantillons aux propriétés morphologiques et mécaniques bien distincts ont été sélectionnés. Pour cela, la sous-couche a été modifiée par la variation des paramètres de projection, du procédé de projection ainsi que par des post traitements sur la sous-couche. Le lien entre ces interfaces et les endommagements liés au perçage laser sont présentés au travers d'observations 2D et 3D, destructives et non destructives ainsi que par l'étude des modifications des contraintes résiduelles avant et après perçage laser pour différentes barrières thermiques. De manière a réduire encore la fissure interfaciale, plusieurs stratégies de perçage sont étudiées via la variation de la puissance laser entre les différentes impulsions laser nécessaires pour percer le matériau multicouches. Les résultats obtenus offrent des perspectives intéressantes pour améliorer la résistance à la fissuration des pièces aéronautiques. / Many aircraft engines parts such as combustion chambers are drilled with numerous cooling holes. These holes, generally performed by a high power laser machine can induce damages in the part materials. On thermal barrier coatings systems, cracking can lead to spalling of the coating occurs at the ceramic / bond-coat layer interface during laser drilling. This thesis presents elements of understanding of the interfacial crack formation end propagation phenomena. In this purpose, a specific protocol was used, consisting of interrupted drilling process. Moreover, in order to understand the influence of the bond coat and the ceramic / bond coat interface on cracking, a wide range of samples with specific morphological and mechanical properties were selected. With this in mind, the bond coat was modified by varying spraying parameters, spraying process and also by post treatments on the bond coat. The link between these interfaces and the associated damages due to laser drilling are presented through 2D and 3D observations, destructive and non-destructive, as well as the study of residual stress modification before and after laser drilling for several thermal barrier coatings systems. For further reducing the interfacial crack, several drilling strategies are considered through the laser peak power variation between the different laser pulses needed to drill through the multi-layer material. The results offer interesting perspectives for improving crack resistance of aeronautical engines parts.

La résistance à l'écaillage d'un système barrière thermique est fonction de la composition et microstructure des matériaux constituant le système, ainsi que des procédés utilisés pour son élaboration. Cette thèse s'intéresse à l'influence d'une couche de platine déposée à la surface du dépôt NiCoCrAlYTa (sous-couche) sur le comportement en oxydation du système barrière thermique. Une étude approfondie est d'abord menée afin d'identifier les atouts et points faibles en oxydation cyclique d'un système comprenant un revêtement NiCoCrAlYTa. La formation d'une couche d'oxyde composée non exclusivement d'alumine et l'importante rugosité de la sous-couche, favorisant les défauts au sein de la barrière thermique, accélèrent l'écaillage de la barrière thermique. Parallèlement, la présence de carbures de tantale au sein du dépôt ne suffit pas à stopper le titane qui diffuse depuis le superalliage jusqu'à la couche d'oxyde et dégrade le système. Le platine ayant déjà démontré son effet très bénéfique sur les dépôts aluminures de nickel, il apparaît comme prometteur pour améliorer le comportement en oxydation du revêtement NiCoCrAlYTa. L'étude de son influence débute par une analyse fine de deux sous-couches NiCoCrAlYTa modifié platine : la première comprend un revêtement NiCoCrAlYTa obtenu par co-dépôt électrolytique, la seconde un dépôt NiCoCrAlYTa élaboré par projection plasma sous vide. Cette caractérisation, par diffraction des rayons X et microscopie électronique à balayage et en transmission, met en évidence la présence de martensite en surface du revêtement, conséquence de la diminution de l'activité de l'aluminium par le platine. Elle révèle également la forte influence du procédé utilisé pour l'élaboration du dépôt NiCoCrAlYTa sur la microstructure obtenue après le traitement thermique de diffusion. Des essais d'oxydation isotherme et de préoxydation sont ensuite réalisés sur la sous-couche dont le revêtement NiCoCrAlYTa est élaboré par co-dépôt électrolytique. Les couches d'oxydes formées sont analysées par diffraction des rayons X, spectroscopie Raman et fluorescence. Grâce à l'ajout de platine, qui entraîne l'augmentation de la teneur en aluminium dans la zone externe du revêtement, l'oxydation sélective de l'aluminium est favorisée. Cela se traduit par une diminution de la cinétique d'oxydation et une augmentation de la résistance à l'écaillage de la couche d'oxyde. Cependant, les carbures de tantale se décomposent lors du traitement thermique de diffusion puis lors de l'oxydation, laissant le titane libre de diffuser depuis le superalliage jusqu'à l'oxyde. De l'oxyde de titane est en effet détecté par spectroscopie Raman en petite quantité dans de la couche d'oxyde (avec l'AM3 comme substrat). Un autre point important sur la composition du superalliage est la présence d'élément réactif qui permet de diminuer la croissance de la couche d'oxyde. Concernant les essais de préoxydation, les résultats obtenus indiquent la nécessité d'une faible pression partielle d'oxygène afin de promouvoir la formation d'alumine-a. Le platine, quant à lui, ne favorise pas la formation d'alumine de transition. Des essais d'oxydation cyclique sur des systèmes barrière thermique sont ensuite menés. L'effet bénéfique du platine sur l'oxydation sélective de l'aluminium est confirmé, ce qui entraîne une augmentation de la durée de vie en cyclage. Cependant, la décomposition des carbures de tantale est de nouveau observée. Une diffusion très importante de titane depuis le superalliage jusqu'à l'oxyde est ainsi notée pour les systèmes barrière thermique comprenant une sous-couche modifiée platine avec un dépôt NiCoCrAlYTa obtenu par projection plasma sous vide. Dans le cas de système avec une sous-couche modifiée platine comprenant un dépôt NiCoCrAlYTa élaboré par co-dépôt électrolytique, le problème majeur est la présence de pores en surface et d'une certaine porosité à l'intérieur du revêtement. L'oxydation des pores en surface ainsi que le cyclage thermique provoque la pénétration de l'oxyde puis sa propagation catastrophique dans le revêtement. Les résultats obtenus permettent de dégager les points importants de l'élaboration d'un système barrière thermique. Il est alors recommandé que le superalliage contienne un élément réactif mais peu de titane. Le dépôt NiCoCrAlYTa nécessaire à la fabrication de la sous-couche doit être dense et la préparation de surface, avant et après le dépôt de platine, doit permettre d'obtenir une faible rugosité de surface avant le dépôt de la barrière thermique. Enfin, les paramètres (température, pression partielle d'oxygène, sablage) lors de la première oxydation du système doivent être contrôlés de manière à favoriser la formation d'alumine-a. / The resistance to spallation of a thermal barrier coating system depends on the composition and the microstructure of the materials constituting the system, as well as on the processes used for its manufacturing. This PhD is interested in the influence of a Pt layer deposited on the surface of the NiCoCrAlYTa coating (bond coating) on the oxidation behavior of the thermal barrier coating system. A thorough study is first carried out in order to define the assets and the weak points under cyclic oxidizing conditions of a system composed of a NiCoCrAlYTa coating. The formation of an oxide layer not only composed of alumina and the great roughness of the bond coating, favoring defects within the thermal barrier, speed up the thermal barrier spallation. At the same time, the presence of tantalum carbides within the coating is not sufficient to prevent titanium from diffusing from the bond coating toward the oxide layer and from degrading the system. Platinum having already demonstrated its beneficial effect on nickel aluminide coatings, it seems promising in order to improve the oxidation resistance of the NiCoCrAlYTa coating. The study of its influence starts by a thorough analyses of two Pt-modified NiCoCrAlYTa bond coatings: the first one is composed of a NiCoCrAlYTa coating made by composite electroplating, the second one is composed of a NiCoCrAlYTa coating manufactured by vacuum plasma spray. This characterization, done using X-ray diffraction and secondary and transmission electron microscopy, highlights the presence of martensite at the coating surface, consequence of the decrease in the aluminium activity by platinum. It also reveals the strong influence of the process used to manufacture the NiCoCrAlYTa coating on the microstructure obtained after diffusion heat treatment. Preoxidation and isothermal oxidation tests are then carried out on the systems for which the NiCoCrAlYTa coating is made by composite electroplating. The oxide layers that formed are analyzed by X-ray diffraction, Raman spectroscopy and fluorescence. With Pt addition, that leads to an increase in the aluminium concentration in the external part of the coating, the selective oxidation of aluminium is favored. This results in a decrease in the oxidation kinetics and an increase in the resistance to spallation of the oxide layer. However, tantalum carbides decompose during the diffusion heat treatment and then during the oxidation, making the titanium free to diffuse from the superalloy toward the oxide. Indeed, titanium oxide is identified in small quantity in the oxide layer by Raman spectroscopy (with AM3 as substrate). Another relevant point on the superalloy composition is the presence of reactive elements that leads to a decrease in the oxide layer growth. Concerning the preoxidation tests, the obtained results indicate the necessity of a low oxygen partial pressure so as to promote the a-alumina formation. As for platinum, it does not favor the formation of transient alumina. Cyclic oxidation tests on thermal barrier coating systems are then carried out. The beneficial effect of platinum on the selective oxidation of aluminum is confirmed, that leads to longer lifetimes under thermal cycling. However, the tantalum carbides decomposition is observed once again. A great titanium diffusion from the superalloy toward the oxide is noticed for the thermal barrier coating systems composed of a platinum modified bond coating with a NiCoCrAlYTa deposit made by vacuum plasma spraying. In the case of systems composed of a Pt modified bond coating with a NiCoCrAlYTa deposit manufactured by composite electroplating, the main issue is the presence of pores at the surface and of a porosity within the coating. The pores oxidation at the surface as well as the thermal cycling result in the oxide penetration and then its disastrous propagation within the coating. The obtained results reveal the relevant points concerning the manufacturing of thermal barrier coating systems. It is recommended to use a reactive element containing superalloy that has very little titanium. The NiCoCrAlYTa coating required for the bond coating manufacturing has to be dense and the surface preparation, before and after the Pt deposit, has to lead to a surface with a low roughness before the deposition of the thermal barrier coating. Finally, the parameters during the first oxidation of the system (temperature, oxygen partial pressure, grit blasting), has to be done in order to favor a-alumina formation.

L'adhésion des revêtements est l'objectif premier de tout système afin de pouvoir apporter les propriétés de surface voulues par projection thermique. De façon conventionnelle, des traitements de sablage sont régulièrement employés afin de promouvoir des phénomènes d'ancrage mécanique entre les deux matériaux mis en contact.Néanmoins, selon la nature même des matériaux, un certain nombre de limitations peuvent être observées aussi bien d'un point de vue usage que tenue. Une fragilisation des surfaces peut en effet être remarquée dès lors qu'ils'agit du traitement de matériaux ductiles. Pour palier certaines de ces contraintes, des traitements palliatifs sont alors recherchés parmi lesquels les traitements laser apparaissent particulièrement bénéfiques dont la texturation laser. Les revêtements barrière thermique sont l'application visée de cette étude avec comme objectif une optimisation de leur durabilité à chaud (oxydation, fluage). Une sous-couche d'accroche est habituellement déposée mais les modes d'endommagement recensés semblent se concentrer autour de cette dernière. L'objectif de c etravail a donc visé à remplacer la sous-couche par une topographie de surface spécifique du substrat générée partexturation laser et permettant un ancrage mécanique suffisant aux chargement mécaniques et thermiques subis par les aubes de turbines hautes températures.Lors de l'interaction laser-matière, une élévation en température de l'extrême surface jusqu'à la température defusion et de vaporisation du matériau peut être observée et permettre la formation de motifs. Les dimensions de tels motifs sont donc liées à l¿énergie par impulsion et au nombre d¿impulsions. Pour valider de tels effets, les mécanismes de perçage ont donc été étudiés grâce à une modélisation thermo hydraulique et une validation postmortem des échantillons. Les dimensions des motifs alors contrôlées, le remplissage des surfaces texturées par des particules fondues projetées par le procédé APS a été étudié afin de minimiser le nombre de défauts proche de l'interface. Deux modes de rupture ont pu être identifiés en fonction de la morphologie de surface pour descontraintes de traction et de cisaillement. Les fissures se propagent à l'interface jusqu'à avoir des changements dedirection. L'énergie de propagation de la fissure augmente donc jusqu'à atteindre une valeur limite correspondant àla ténacité du revêtement. Dans ce cas, la tenue n'est pas fonction de la surface totale en contact mais de larépartition spatiale et l'ouverture des motifs, la seule limite de la tenue du revêtement restant la cohésion du dépôt.D'un point de vue applicatif, le but de cette étude a été de caractériser les modes d'endommagements de systèmes barrière thermique sans sous-couche pour des conditions rencontrées en service. Les mécanismes d'endommagement dus à l'oxydation et à l'allongement viscoplastique à 1100C ont donc été isolés par des essais àdes flux thermiques isothermes et cyclés, de fluage et de fatigue thermomécanique. Le traitement laser modifiant localement la microstructure des surfaces, une modification des couches d'oxydes a tout d'abord pu être identifiée.En effet, contrairement aux traitements conventionnels où la croissance d'oxyde n'est pas constante (point limitant de la durée de vie du système), l'apparition de spinelles et d'une couche dense d'alumine protectrice en surface des matériaux texturés a pu être observée. L'ancrage mécanique ainsi créé a démontré alors une durée de vie nettement améliorée face à des conditions extrêmes. / Coating adhesion is requiered to rpomote specific surface properties by thermal spraying. Conventional prior-surface treatments have been developed to create anchoring zones but the adhesion strenght and their applications are limited. Laser surface texturing increases and adapts the adhesion surface. Therefore, two interface failure modes have been related to texture morphologies for tensile and shear stresses. The energy released rate at the interface increases up to coating toughness when the crack path is sharp. Mixed-mode failures have been observed with adhesive and cohesive cracks around and above pattern respectively. So, the adhesion stengyh is function of the contact aera precisely linked to pattern distribution and morphology. Thermal barrier coating system without bond coat life-span has been evaluated for thermomechanical stresses (YSZ coating on single crystal based Nickel). The bond coat has been remplaced by an adapted substrate surface topography. According ti the laser parameters (energy per pulse, pulse numbers) pattern morphology can be created. Therefore, textured surface filling by melted particles has been studies to minimize interface defaults and created mixed-mode failures for during plasma spray coatings. The drilling mechanisms have been evaluated by numerical modeling and experimental analysis. The pattern dimensions and heat affected zones has been identified. The laser treatment changes the microstructure locally.Oxydation tests have been performed to study the surface pre-tratments effects on oxide nature and mass gain rate. The damaging mechanisms ave been studied under isotherm and cyclic high temperature tests and also under creeping and thermo-mechanical fatigue tests. Grit-blasting change the natural oxides, limits life-span and bucking failure mode have been obeserved. Natural oxides have been analyzed for the textured substraes also but anchoring mechanism enables large life-span under high temperature tests. Mechanical applied stresses (constant and cyclic) validate the beneficial effects of patterned surfaces. The interface is stronger than the coating toughness and the patterns do not create early cracks under thermo-mechanical solicitations.