不同釔含量氧化鋯基熱障涂層材料CMAS腐蝕行為研究*

張 晗，王 晶，陸 杰，陳小龍，黃軼男，趙曉峰

（1. 上海交通大學，上海 200240；2. 中國航發商用航空發動機有限責任公司，上海 200241；3. 暨南大學，廣州 510632）

航空發動機素有工業皇冠明珠之稱，高推重比、高效率的航空發動機一直是材料和航空技術領域不懈追求的目標，而此目標的實現主要依賴于發動機熱端部件（如燃燒室、渦輪葉片等）的承溫能力[1–3]。目前，高溫合金材料、氣膜冷卻技術和熱障涂層系統是提升熱端部件承溫能力的3 大隔熱防護技術，也是高性能航空發動機高壓渦輪葉片制造技術的3 大關鍵技術。單晶高溫合金以幾乎每年1～2 ℃的溫升挑戰著鎳基高溫合金材料的極限，進展緩慢。同時，氣膜冷卻技術也逐漸遭遇瓶頸，并已接近加工極限。然而，厚度約250 μm 的熱障涂層能使基底表面溫度降低110～170 ℃，相當于過去30 年發展高溫合金的總和。因此，熱障涂層被認為是提升發動機熱端部件承溫能力最切實可行的技術方法[1–3]。

熱障涂層是在高溫部件表面涂敷的一種耐高溫、隔熱性好的涂層系統，其中，低熱導的陶瓷涂層能夠阻擋來自高溫燃氣的熱流，有效地降低高溫合金部件的表面溫度，從而實現了對高溫合金部件的有效防護[4–6]。目前，航空發動機熱障涂層使用最為廣泛和成熟的陶瓷層材料是質量分數7%～8% Y2O3部分穩定ZrO2（8YSZ），其具有良好的熱物理性能和力學性能，例如高熔點（約2700 ℃）、高斷裂韌性（6～9 MPa·m1/2）、低熱導率（λ<2.5 W·m–1·K–1），可以實現對高溫部件的長時高溫防護[5–7]。

然而，隨著航空發動機服役溫度的提高，由環境沉積物所帶來的熔鹽腐蝕問題也逐漸成為熱障涂層研究領域的重點和難點[6–8]。研究發現，在飛機飛行過程中，發動機會吸入環境中大量的飛灰、粉塵、沙礫等固體顆粒物（主要成分為CaO–MgO–Al2O3–SiO2，CMAS）。在高溫氣流下，CMAS 顆粒發生熔化并沉積在發動機的熱端部件，熔融態的CMAS會與8YSZ 陶瓷涂層發生嚴重的物理侵蝕和化學反應，極大損傷了熱障涂層結構和性質，嚴重影響了熱障涂層的使用性能和運行壽命。因此，新型抗CMAS 腐蝕材料的研發刻不容緩。

迄今為止，沒有一種陶瓷材料能夠滿足熱障涂層的各種需求（如高熱穩定性、低熱導率、優異的高溫力學性能以及高熱膨脹系數等），從而替代綜合性能優異的8YSZ。因此，研究者提出了“雙陶瓷層”熱障涂層系統，即以8YSZ 材料為陶瓷內層，以提供熱障涂層系統所需要的基本性能（力學、熱學等），而新型的抗CMAS腐蝕材料（稀土鋯酸鹽、稀土磷酸鹽以及多元共摻雜氧化鋯等）作為外層，抵抗外界CMAS 所帶來的腐蝕損傷[9–11]。而高釔含量摻雜的氧化鋯基材料在這些新型材料中有自己獨有的優勢[12–13]： （1）本身具有熔點高、相穩定好以及低熱導等優點；（2）對比于其他結構的新型材料（如稀土鋯酸鹽[9–14]、稀土磷酸鹽[15–18]等），高釔含量氧化鋯基材料與內層8YSZ 有著相對接近的熱學性能與化學組成，使得兩者會有較為優異的高溫匹配性，進而提升“雙陶瓷層”熱障涂層系統的高溫穩定性，提高涂層的服役壽命；相似的物化性質使得陶瓷層內外兩層的噴涂參數也會相近，降低了雙陶瓷涂層的制備難度與成本，這對于工業生產至關重要。（3）釔摻雜的氧化鋯基材料相較于其他氧化鋯基材料，能夠更加有效地抵抗來自CMAS 熔鹽的侵蝕。一方面，對于離子半徑小于Y3+的Yb3+等稀土離子，更難生成保護性磷灰石相，從而較難抵抗CMAS 的進一步侵蝕；另一方面，對于離子半徑大于Y3+的稀土離子而言（如Nd3+、Ce3+、La3+等），所形成的磷灰石相偏向于分子式Ca2RE8（SiO4）6O2（而Y3+傾向于生成Ca4Y6（SiO4）6O），因此，需要消耗自身的體積分數也就更多[19]。

研究表明，對于氧化鋯基材料，當釔的摻雜量高到一定程度時，抗CMAS 腐蝕的能力會有效提升[19–22]。Drexler 等[19]利用燒結塊體材料的CMAS 試驗證明，隨著稀土元素摻雜量的增加，氧化鋯抗CMAS 腐蝕能力有顯著提高；Naraparaju 等[20]發現由電子束物理氣相沉積制備的質量分數65% Y2O3–ZrO2涂層能夠通過與熔鹽快速反應形成致密的磷灰石和石榴石相，有效抵抗CMAS 熔鹽沿著涂層的柱狀結構進一步滲入；Krause 等[23–26]將2ZrO2·Y2O3作為研究對象，利用光學堿性理論解釋腐蝕行為，通過大氣等離子噴涂制備的涂層加以驗證，證明了其優異的抗熔鹽腐蝕能力。然而，以上工作的研究對象、CMAS 熔鹽成分、CMAS 腐蝕時間與溫度均不盡相同，因此難以澄清釔摻雜對氧化鋯基陶瓷材料抗CMAS 熔鹽腐蝕性能的影響機制以及CMAS 熔鹽與陶瓷基體的反應機理。

針對以上問題，本文采用固相燒結法制備了4 種不同釔含量摻雜的氧化鋯基材料（8YSZ、20YSZ、38YSZ 和55YSZ），以及純氧化釔材料（Y2O3），并以最為常見的CMAS 組分探究它們作為新型熱障涂層抗CMAS 腐蝕陶瓷層材料的潛力。通過比較5 種材料在1300 ℃下的CMAS 腐蝕行為，揭示不同釔含量氧化鋯基材料與CMAS 熔鹽的反應機理及其對抗CMAS 腐蝕能力的影響機制。

1 試驗

1.1 樣品制備

本文采用無壓力燒結陶瓷片代替涂層樣品來探究不同釔含量對于氧化鋯基熱障涂層材料抗CMAS 腐蝕能力的影響。相較于涂層樣品而言，燒結陶瓷片能夠更好地控制材料的化學成分，排除涂層結構等因素的影響，更加客觀體現出化學組成的變化對于抗CMAS 腐蝕能力的影響。

本文燒結陶瓷片使用的粉體為納米氧化鋯（ZrO2，99.99%，50 nm）和納米氧化釔（Y2O3，99.9%，50 nm）。首先利用行星球磨將不同Y2O3、ZrO2配比的粉體充分混合，其中Y2O3質量分數分別為8%、20%、38%和55%，并分別將4 種混合粉體以及純Y2O3粉體用10 MPa 壓力壓成陶瓷片，放入高溫爐中在1600 ℃下燒結10 h，最終得到5 種燒結陶瓷片以進行后續CMAS 腐蝕試驗（樣品分別命名為8YSZ、20YSZ、38YSZ、55YSZ 和Y2O3）。

1.2 CMAS 制備與腐蝕試驗

本文采用的CMAS 與之前的研究保持一致，SiO2–CaO–AlO1.5–MgO的摩爾配比為=45：33：13：9[27–28]。該CMAS 成分組成是目前CMAS 腐蝕研究中最為常見的成分配比之一，其玻璃相溫度和熔點分別為764 ℃和1233 ℃[29–30]。

上述4 種氧化物粉體經過烘干、稱量并混合形成均勻的CMAS粉體，利用異丙醇將CMAS 涂敷在樣品表面，CMAS 涂敷量為（20±2） mg/cm2，然后將涂敷了CMAS 的樣品放置在高溫箱式爐中進行CMAS 腐蝕試驗，在1300 ℃下進行不同時間的腐蝕處理（1 h、4 h 和10 h）。

1.3 樣品表征

利用光學顯微鏡（BX51M，Olympus）和掃描電子顯微鏡（SEM，Tescan Mira3，Czech Republic）配以能譜分析儀（EDS，Aztec X–MaxN80，Oxford）對原始燒結陶瓷片、CMAS腐蝕后陶瓷片進行形貌觀察與表征，并對其化學元素組成進行分析。通過X 射線衍射儀（XRD，D/max—2500X，Rigaku，Japan）配合拉曼光譜顯微鏡（Raman，LabRAM HR，Horiba Jobin Yvon，France）對原始樣品、CMAS 腐蝕樣品進行物相分析。

2 結果與討論

2.1 原始樣品

圖1 為5 種燒結陶瓷材料的樣品形貌。熱腐蝕照片表明，所制備的5 種陶瓷材料都均勻且致密，晶粒大小均勻、形貌相似，呈現典型的等軸晶形貌，說明5 種材料在燒結過程中并未呈現出某一方向的優先生長。通過Image J 軟件進行圖片分析可知，5 種材料的平均晶粒尺寸相當，處于同一數量級。5 種樣品（8YSZ、20YSZ、38YSZ、55YSZ 和Y2O3）的晶粒大小分別為（2.45±0.56） μm、（6.65±1.59） μm、（3.58±1.79） μm、（3.94±1.04） μm 和（2.70±0.99） μm，并且5 種燒結樣品的致密度相當，分別為99.04%、98.85%、99.66%、99.85%和99.03%。

圖1 5 種燒結陶瓷材料的表面形貌Fig.1 Surface morphology of five sintered ceramic materials

圖2 展示了5 種陶瓷材料的XRD 和Raman 結果。結果表明，通過固相燒結所得到的5 種陶瓷材料均呈現單一物相，其中8YSZ 呈現四方相（T–ZrO2），20YSZ、38YSZ、55YSZ 以及Y2O3均為立方相（C）。如圖2（a）所示，隨著釔含量的增加，峰位向左偏移的程度逐漸增加，主要歸結于釔摻雜使得氧化鋯晶格膨脹，引起峰位向左偏移。值得說明的是，對 于YO1.5–ZrO2二元相圖而言[31]，8YSZ、20YSZ、38YSZ 以及55YSZ，其分別含有摩爾分數8.7%、21.4%、40.1%和58.1% YO1.5，平衡態物相應該為單斜相（M–ZrO2）+C–ZrO2、M–ZrO2+C–ZrO2、C–ZrO2+Zr3Y4O12以及單相Zr3Y4O12，但是通過固相燒結及相對快速的冷卻過程，1600 ℃的高溫相得以保留下來，此過程與噴涂涂層所形成的物相一致[19，22，32]，也從側面印證了用燒結陶瓷片來替代涂層樣品的可行性。但由于T–ZrO2相當于C–ZrO2結構沿著c 軸伸長變形的晶體結構，兩者的XRD 峰位極為相似（圖2（a）），因此采用Raman 檢測輔助區分樣品中ZrO2的物相（晶體結構）。如圖2（b）所示，20YSZ、38YSZ及55YSZ 樣品均無明顯T–ZrO2特征峰，證明均呈現C–ZrO2結構。

圖2 5 種燒結態陶瓷片的XRD 和Raman 結果Fig.2 XRD and Raman results of five sintered ceramics

2.2 CMAS 腐蝕后形貌

圖3 是5 種陶瓷樣品經過不同時間CMAS 腐蝕后的光學形貌。經過1 h 腐蝕后，5 種陶瓷樣品上均有明顯的CMAS 殘留（圖3（a））。當腐蝕時間增加至4 h（圖3（b）），樣品表面殘留的CMAS量進一步減少，并且隨著Y 含量的增加，表面殘留的CMAS 量也有所降低。腐蝕時間增至10 h 之后（圖3（c）），樣品表面已經較難觀察到CMAS。

圖3 不同CMAS 腐蝕時間下的5 種燒結陶瓷材料的光學形貌Fig.3 Optical morphologies of five sintered ceramic materials under different CMAS corrosion time

圖4 為不同CMAS 腐蝕時間之后，樣品與CMAS 的反應截面。結果表明，樣品和CMAS 熔鹽有著不同的反應情況： （1）8YSZ、20YSZ 與CMAS 的交界處為球形顆粒，但其兩者的形貌有所不同； （2）38YSZ、55YSZ 涂層有明顯新物質的產生（淺灰色物相），并且與CMAS 中間有一層致密的反應層將兩者分隔開； （3）純Y2O3則體現出完全不同的腐蝕形貌，有菱形的析出物，并且在界面也形成一層致密層。值得說明的是，在4 h 腐蝕條件下，Y2O3腐蝕樣品中，CMAS 熔鹽中的反應產物中有明顯的白色、灰色和黑色3 種物相。隨著CMAS 腐蝕時間的增加，樣品與CMAS 熔鹽的反應程度都有所加劇。

圖4 5 種燒結陶瓷片在不同時間CMAS 腐蝕后的截面形貌Fig.4 Cross-section morphologies of 5 sintered ceramic pellets after CMAS molten salt corrosion at different time

圖5 為8YSZ 樣品與CMAS 在1300 ℃下反應4 h 后截面形貌?？梢钥闯?，8YSZ 受到了嚴重的CMAS腐蝕，腐蝕深度達30 μm（圖5（a））。但是，在靠近CMAS 區域（圖5（b））以及靠近基體部分的區域（圖5（c））腐蝕形貌明顯不同，其組成成分也有很大差異：在靠近CMAS 區域（圖5（a）），形成了許多細小、不規則球狀 的ZrO2顆?！扒丁痹贑MAS 中（大小為500 nm～2 μm），而這些小顆粒（圖5（b）#1，表1）還含有3.59%CaO 以及相較于8YSZ 基體而言較少的YO1.5（4.32%），可以說明此晶粒是通過溶解–再結晶而析出，這與許多研究報道的結果類似[32–33]；而在靠近基體部分（圖5（b）），ZrO2顆粒更加規整（圖5（c）#2，表1），約1～2 μm，與原始樣品的晶粒大小相當，元素成分也與8YSZ 原始樣品接近（YO1.5含量約7.49%），而CMAS熔鹽匯聚在ZrO2晶界中，體現為晶界腐蝕[34]。由于ZrO2和Y2O3均可以溶解于CMAS 熔鹽當中，并且Zr4+的飽和溶解度約為Y3+的一半，分別約為3%和6%（摩爾分數）[25]。而對于8YSZ，Zr4+在CMAS 熔鹽中很快達到飽和濃度（此時的Y3+并沒有達到其飽和濃度），隨之以ZrO2小晶粒形式在CMAS 熔鹽中析出，也就形成了靠近CMAS 熔鹽區域的溶解–再析出腐蝕區域。由于Ca、Y 可以固溶于ZrO2晶格中，因此，所析出的ZrO2含有低于原始8YSZ 的Y 以及少量的Ca。而對于靠近基體下部區域，明顯的晶界腐蝕現象可以由Y元素在晶界的偏析來解釋。晶界元素偏析是陶瓷材料的一種常見現象，對于YO1.5摻雜的ZrO2同樣如此[35–38]。晶界區域的缺陷濃度高，屬于高能態，Y 元素在晶界的偏聚有利于降低體系內能和晶格畸變程度[37]。研究發現，YO1.5的含量越高，其與CMAS的光學堿度差越大，兩者的反應趨勢越高[23]，因此晶界位置遭到了相較于晶內更為嚴重的CMAS 腐蝕，體現為材料的晶界腐蝕。

圖5 8YSZ 與CMAS 熔鹽在1300 ℃下反應4 h 后的截面形貌Fig.5 Cross-section morphology of 8YSZ and CMAS molten salt after reaction at 1300 ℃ for 4 h

表1 陶瓷樣品與CMAS 反應區元素組成成分（摩爾分數）Table 1 Elemental composition of reaction layer between ceramic and CMAS (mole fraction) %

圖6 為20YSZ 樣品與CMAS在1300 ℃下反應4 h 后的截面形貌。對于20YSZ 樣品而言，與CMAS 反應4 h 后，CMAS 滲透深度與8YSZ樣品接近，約30 μm（圖6（a））。然而不論是接近CMAS 一端還是靠近基體一端，均表現出均勻的晶界腐蝕，約5 μm 大小的晶粒被CMAS 熔鹽沿著晶界分隔開（圖6（b）和（c））。Y 元素在20YSZ 中的晶界偏析同樣可以解釋這種晶界腐蝕情況。但是，20YSZ 并未出現8YSZ 腐蝕過程中溶解–再析出形成的ZrO2小顆粒，主要原因歸結于以下兩點： （1）首先20YSZ 樣品中Zr/Y 的比例更低，意味著溶解于CMAS 的Zr4+也會降低，因此ZrO2的再析出能力下降； （2）20YSZ 樣品也發生了溶解–再析出，但是由于其析出相與原始20YSZ 為同一結構類型（C–ZrO2），因此析出的物質更容易在原始20YSZ 晶粒上富集、長大，而非在CMAS 中形核形成新的晶粒。這就解釋了為什么#3同樣含有Ca 元素，此時的ZrO2晶粒實際上呈現一種核殼結構：內部為原始20YSZ，外圍則是再析出的產物（含Ca 以及較少的Y），此現象也在其他研究中報道過[34]。

圖6 20YSZ 與CMAS 熔鹽在1300 ℃下反應4 h 后的截面形貌Fig.6 Cross-section morphology of 20YSZ and CMAS molten salt after reaction at 1300 ℃ for 4 h

而38YSZ 和55YSZ 樣品與CMAS反應后，如圖4 所示，均有一種明顯區別于原始樣品的新物相產生（淺灰色），并且55YSZ 的腐蝕情況更輕，尤其是在CMAS 腐蝕時間較短的情況下（1 h 和4 h），CMAS 熔鹽在55YSZ 的腐蝕深度為相同條件下38YSZ 腐蝕深度的一半。有文獻報道，隨著YO1.5的含量增加，Y 元素在ZrO2晶界的偏析情況會有所緩解[34]，即晶界與基體內部的元素差異減小，因此晶界腐蝕不易顯現出來，而高YO1.5含量促使材料與CMAS 快速反應，形成明顯的反應層。

圖7 為38YSZ 樣品與CMAS熔鹽反應4 h 后的局部形貌?？梢钥闯?，除了38YSZ（白色物相）、CMAS（黑色），仍有一富含Ca、Y、Si 元素的灰色物相，EDS 結果（表1#6）表明此產物為磷灰石相，名義式為Ca4Y6（SiO4）6O，并且越靠近基體，此物相所占的體積分數也越多（圖7（c））。磷灰石材料也是眾多犧牲型抗CMAS 腐蝕的重要產物之一。研究表明，連續致密的磷灰石層能夠有效阻擋CMAS 熔鹽的進一步侵蝕，從而達到保護基體的效果[19，26–28]。

圖7 38YSZ 與CMAS 熔鹽在1300 ℃下反應4 h 后的截面形貌Fig.7 Cross-section morphology of 38YSZ and CMAS molten salt after reaction at 1300 ℃ for 4 h

圖8 為55YSZ 與CMAS 熔 鹽在1300 ℃下反應4 h 后的截面形貌。與38YSZ 類 似，55YSZ 與CMAS 熔鹽的反應界面也形成3 種物質：摻雜了Ca、Y 元素的ZrO2（白色）、與38YSZ 產物相同的磷灰石相（淺灰色）以及CMAS（黑色）（圖8（a））。但是，對比38YSZ 反應層，在55YSZ反應層中形成的磷灰石相比例（相較于ZrO2）更多（圖7（b）和圖8（b））。毫無疑問，更高含量的YO1.5使得55YSZ 析出的磷灰石相更多，磷灰石層更致密，因此CMAS 熔鹽滲透腐蝕的程度更淺。圖9 為38YSZ 與55YSZ 經過CMAS 熔鹽腐蝕4 h 之后的XRD 結果。結果顯示，在1300 ℃4 h 的腐蝕條件下，CMAS 熔鹽腐蝕之后的38YSZ 與55YSZ 樣品表面的物相均由ZrO2和磷灰石相組成，但38YSZ 的ZrO2/ 磷灰石的比例明顯高于55YSZ 樣品。XRD 結果中仍有兩個峰未能夠標定出來，也未從截面圖中找到相應的新物相（圖7 和8），有可能是因為該物相的體積分數過小，或與磷灰石相中的元素組成相似，因此難以通過背散射圖像將其與磷灰石相區分開。

圖8 55YSZ 與CMAS 熔鹽在1300 ℃下反應4 h 后的截面形貌Fig.8 Cross-section morphology after reaction of 55YSZ and CMAS at 1300 ℃ for 4 h

圖9 38YSZ 與55YSZ 經過CMAS 腐蝕4 h 后的表面XRD 結果Fig.9 Surface XRD results of 38YSZ and 55YSZ after CMAS molten salt corrosion for 4 h

圖10 為Y2O3與CMAS 熔鹽在1300 ℃下反應4 h 和10 h 的截面形貌。在圖10（a）中，CMAS 熔鹽還有明顯的殘余，覆蓋在樣品表面。并且由圖10（a）a 區CMAS熔鹽部分局部放大圖和相應的能譜分布可以發現，CMAS 熔鹽中還有明顯的結晶產物，白色為磷灰石相，淺灰色為非結晶相CMAS，而呈長條狀的深灰色物相富含Ca、Mg、Al和Si，EDS結果表明其由37.16%CaO、12.32% MgO、11.48% AlO1.5以及39.04% SiO2（摩爾分數）所組成。結合XRD 結果（圖11），表明其為黃長石（Melilite）相。黃長石相是Ca2Al2SiO7和Ca2MgSi2O7之間的連續固溶體，在本試驗條件下所生的黃長石相組成為35% Ca2Al2SiO7+65%Ca2MgSi2O7[21]。同時，在CMAS/Y2O3界面有著一層致密的純磷灰石層，其晶粒的橫向寬度約為1 μm（圖10（a）b 區為反應界面處放大圖）。如圖10（b）所示，隨著CMAS 腐蝕反應至10 h，CMAS（無定形CMAS 與灰色結晶產物）繼續與Y2O3反應，最終黃長石相消失，形成磷灰石相“浮”于CMAS 中，CMAS/Y2O3界面磷灰石層晶粒有所長大。

圖10 Y2O3/CMAS 反應界面Fig.10 Y2O3/CMAS reaction interface

圖11 Y2O3 與CMAS 在1300 ℃下反應4 h 后的表面腐蝕產物XRD 結果Fig.11 XRD results of surface corrosion products of Y2O3 reacted with CMAS at 1300 ℃ for 4 h

圖12 為含不同釔含量的氧化鋯基材料的CMAS 腐蝕機理圖。如圖12（a）所示，當釔含量較低時（8YSZ、20YSZ），材料與CMAS 接觸會發生材料的溶解，隨著溶解腐蝕的不斷進行，Zr 元素很容易在CMAS 中達到飽和狀態，而Y 元素由于材料本身中含量低，因此難以達到其在CMAS 熔鹽中的飽和濃度。當Zr 元素在CMAS 中達到飽和時，會在CMAS 熔鹽中析出球形的ZrO2顆?！案　庇贑MAS 中，并且CMAS 會進一步腐蝕滲透，發生明顯的晶界腐蝕。而當釔含量較高時，Y 元素更容易在CMAS 發生飽和，從而形成一系列具有保護性的產物，抵擋CMAS 的進一步反應、滲入，如圖12（b）所示，此時的致密保護層是由多種反應產物組合而成。而對于Y2O3樣品而言，如圖12（c）所示，與CMAS 反應接觸，生成由純磷灰石組成的致密反應層保護了陶瓷基體，由于其釔含量最高（100%），因此所需要消耗本身的體積分數也最小，從而促使Y 元素在CMAS 中達到飽和。

圖12 不同釔含量氧化鋯基材料CMAS 腐蝕機理圖Fig.12 CMAS corrosion mechanism of zirconia-based materials with different yttria content

3 結論

綜合以上分析可知，不同釔含量氧化鋯基熱障涂層材料的CMAS 腐蝕行為與抗腐蝕能力表現出明顯差異。

（1）當YO1.5含量較少時，溶解–再析出以及晶界腐蝕現象明顯。8YSZ 溶解–再析出細小ZrO2顆?！案　庇诳拷麮MAS 熔鹽一端，而20YSZ 溶解–再析出物質直接沉積在原始ZrO2顆粒外圍，形成核殼結構。此類材料幾乎不具備抗CMAS熔鹽腐蝕能力，CMAS 熔鹽會不斷與其反應、滲透，直至材料失效或CMAS 耗盡。

（2）隨著YO1.5含量的增加，材料會發生明顯的反應腐蝕。38YSZ/CMAS 和55YSZ/CMAS 界面均形成一層致密、連續的保護層（由磷灰石和ZrO2組成），有效地抑制了CMAS熔鹽的進一步侵蝕。并且YO1.5含量越高，混合層中磷灰石相越多，CMAS 熔鹽腐蝕深度越低，抗CMAS熔鹽腐蝕能力越強。

（3）YO1.5的含量決定了材料與CMAS 熔鹽的反應機制，由起初的晶界腐蝕（8YSZ、20YSZ）轉化為反應結晶（38YSZ、55YSZ 和Y2O3），并且隨著YO1.5含量的增加，反應致密層中的磷灰石相越多，致密層也更加致密，其抗CMAS 腐蝕能力更佳。