董 琳 楊冠軍 張小鋒 劉梅軍 周克崧 李 璞 朱昌發(fā) 徐向毅 劉 坤

1.西安交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安，7100492.廣東省科學(xué)院新材料研究所，廣州，5106503.中國航發(fā)湖南動力機械研究所，株洲，4120024.西安航天發(fā)動機有限公司，西安，7100615.空軍裝備部駐西安地區(qū)軍事代表局第八軍事代表室，西安，710000

0 引言

航空航天發(fā)動機更高的功率及能源利用效率，對核心熱部件提出了更高服役溫度和輕量化的要求。目前核心熱部件常采用鎳基高溫合金加冷卻系統(tǒng)，航空發(fā)動機渦輪入口溫度已高達1800 K[1-3]，承溫能力已接近極限，難以滿足更高性能發(fā)動機的需求，使用具有更高溫度性能的材料是解決這一問題的有效方法。陶瓷基復(fù)合材料(ceramic matrix composites，CMCs或SiCf/SiC-CMC)由熔點超過2700 ℃的碳化硅陶瓷纖維和陶瓷基體組成，在沒有冷卻設(shè)計的條件下不僅能夠承受1300～1600 ℃的高溫(超過高溫合金200～400 ℃)、熱穩(wěn)定性能優(yōu)異，而且更高的溫度和更少的冷卻空氣能夠?qū)崿F(xiàn)更多的熱量向能量的轉(zhuǎn)化，從而提高發(fā)動機效率、降低耗油量；同時SiC密度約為3 g/cm3，僅為高溫合金的1/3～1/4，可大幅度減輕發(fā)動機質(zhì)量，比強度為高溫合金的2倍[4-5]；此外，SiC材料熱穩(wěn)定性能優(yōu)異、化學(xué)耐受性強，表現(xiàn)出了“更高溫”、“更強韌”、“更輕便”的優(yōu)勢，成為大推重比和高功重比航空航天發(fā)動機的首選熱部件材料。

1 SiC-CMC的高溫水氧腐蝕與環(huán)境障涂層

在發(fā)動機的燃燒環(huán)境中，SiC材料面臨嚴(yán)重的加速氧化問題。在高溫干氧環(huán)境中，SiC材料表面氧化形成致密的二氧化硅(SiO2)覆蓋膜，能夠保護內(nèi)部材料,避免材料進一步氧化。然而發(fā)動機服役環(huán)境惡劣，高溫氧化、水氧及熔鹽腐蝕等問題突出，尤其是高溫水蒸氣與SiO2保護膜反應(yīng)形成揮發(fā)性的氫氧化物，高速氣流進一步促進了SiC材料的氧化、揮發(fā)反應(yīng)，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)迅速減薄、力學(xué)性能嚴(yán)重退化，腐蝕機理如圖1所示，威脅發(fā)動機及飛行器的服役安全[6-7]。因此，在20世紀(jì)90年代中期，人們普遍認(rèn)為SiC材料不適用于發(fā)動機的高溫蒸氣環(huán)境。

圖1 SiC-CMCs在高溫水氧環(huán)境中的腐蝕機理示意圖

為了解決SiC-CMCs在發(fā)動機燃燒環(huán)境的加速氧化問題，研究者提出采用高溫水氧穩(wěn)定的防護涂層即環(huán)境障涂層(environmental barrier coatings，EBCs)作為外阻擋層來隔絕水蒸氣、氧等腐蝕性物質(zhì)，在經(jīng)歷了莫來石/氧化釔穩(wěn)定氧化鋯(mullite/YSZ)、鋇鍶鋁硅酸鹽(BSAS, Ba1-xSrxAl2Si2O8,0≤x≤1)、稀土硅酸鹽(稀土單硅酸鹽RE-MS和稀土雙硅酸鹽RE-DS)三個發(fā)展階段后[8-11]，總結(jié)得到EBCs材料需要滿足的要素。

惡劣的發(fā)動機服役環(huán)境對材料性能的要求極為嚴(yán)苛。首先，為了在冷熱交替的熱循環(huán)環(huán)境中長時間服役，與SiC-CMCs基體的熱匹配性成為用作EBCs材料的首要條件。表1列出了常見EBCs候選材料的熱學(xué)性能參數(shù)。

表1 常見EBCs候選材料的熱學(xué)性能參數(shù)[8-12]

當(dāng)熱膨脹系數(shù)(coefficient of thermal expansion，CTE)與SiC差別較大時，涂層內(nèi)部在制備和服役過程中產(chǎn)生較大的錯配應(yīng)力，引起結(jié)構(gòu)的開裂或剝離。EBCs材料必須具備良好的耐受性以適應(yīng)極端的腐蝕環(huán)境，其中最重要的是水蒸氣穩(wěn)定性。材料的抗水蒸氣腐蝕性能可從SiO2活度、疏水性、光學(xué)堿度(optical basicity, OB)值等角度來預(yù)測。SiO2活度低、常溫疏水性好、OB值大，意味著水蒸氣穩(wěn)定性好。EBCs應(yīng)具備良好的高溫相穩(wěn)定性，即在高溫暴露期間不發(fā)生相變，或相變后新晶型的CTE值和體積變化很小。大多數(shù)稀土單硅酸鹽晶型單一，室溫到高溫范圍內(nèi)基本無相變[13-14]，而多數(shù)稀土雙硅酸鹽則表現(xiàn)出復(fù)雜的多晶態(tài)，升溫時經(jīng)歷多晶相變，在熱服役過程中產(chǎn)生相變應(yīng)力。此外EBCs材料應(yīng)具有良好的化學(xué)相容性。目前還沒有發(fā)現(xiàn)某單一材料滿足EBCs的所有需求。

相較于mullite、YSZ、BSAS，稀土硅酸鹽材料具有優(yōu)異的高溫相穩(wěn)定性、低熱導(dǎo)率、與SiC基體較好的熱匹配性等，成為最有潛力的EBCs面層材料。

(1)

(2)

離子氧優(yōu)先沿晶界擴散傳輸，滲透速率由稀土離子和氧離子在晶界的相互擴散控制，受到結(jié)構(gòu)空位和離子電荷的顯著影響。離子擴散涉及化學(xué)鍵斷鍵和重組，因此擴散自由能較高。水蒸氣的存在加速了氧的傳輸，但目前對水蒸氣傳輸機制和氧擴散的加速機制尚不明晰。而氧化劑在SiO2氧化膜中則主要以分子形式傳輸，不涉及Si—O鍵斷鍵和重組，導(dǎo)致分子氧滲透的活化能(80～120 kJ/mol)比離子氧的活化能(200～460 kJ/mol)低得多，擴散速率快。

當(dāng)稀土硅酸鹽材料與高溫水蒸氣接觸時，發(fā)生如下腐蝕反應(yīng)[12,16-17]：

(3)

(4)

(5)

(6)

反應(yīng)的難易程度可用二氧化硅活度來表征，如稀土雙硅酸鹽二氧化硅活度約為0.5、稀土單硅酸鹽二氧化硅活度約為0.33等。對于活度系數(shù)較大的材料，由于上述的選擇性腐蝕而形成SiO2貧相或多孔顯微結(jié)構(gòu)，進而發(fā)生結(jié)構(gòu)衰減、防護性能下降。

因此，在選擇EBCs材料和設(shè)計涂層體系時應(yīng)考慮熱匹配性、水蒸氣穩(wěn)定性、高溫相穩(wěn)定性、化學(xué)相容性等多種因素的綜合影響。

2 涂層孔隙降低水氧腐蝕性能的規(guī)律

EBCs涂層對SiC基體的腐蝕防護機制一方面來自于上述高溫水氧穩(wěn)定的陶瓷面層材料，另一方面則來自于致密的涂層結(jié)構(gòu)。研究通常采用顯微形貌分析法表征涂層孔隙率，并以此評價涂層的致密性。在服役過程中，EBCs的典型結(jié)構(gòu)如圖2所示[18]，涂層內(nèi)通常含有孔隙結(jié)構(gòu)，包括孤立孔隙和貫通孔隙。其中，貫通孔隙結(jié)構(gòu)對耐腐蝕性能的影響最為顯著。雖然在腐蝕初期孤立孔隙對耐腐蝕性能影響較小，但延長腐蝕時間，隨著腐蝕缺陷的增多，孤立孔隙逐漸與新形成的孔隙連接形成貫通孔隙網(wǎng)絡(luò)。

(a)環(huán)境腐蝕物沿孔隙滲入涂層內(nèi)部

具有貫通特性的孔隙影響環(huán)境水蒸氣對陶瓷層的腐蝕速率，如圖3所示[19]。當(dāng)結(jié)晶態(tài)涂層的孔隙率由7%(圖3b)下降至低于2%(圖3c)、孔隙尺寸由10～20 μm(圖3b)減小至亞微米(圖3c)時，YbDS面層經(jīng)過200 h的腐蝕深度由約16 μm(圖3b)減小至約6 μm(圖3c)。盡管單硅酸鐿的水蒸氣穩(wěn)定性優(yōu)于雙硅酸鐿，但孔隙結(jié)構(gòu)對腐蝕行為的影響更為顯著。單硅酸鐿含量為8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的涂層(圖3c)耐腐蝕性優(yōu)于含量為30 %(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的涂層(圖3b)，主要由于前者孔隙率明顯低于后者?？紫堵蕦ν繉痈g深度的影響規(guī)律如圖4所示。因此，貫通孔隙結(jié)構(gòu)增大了環(huán)境水氧與涂層材料的接觸面積，并為腐蝕氣化產(chǎn)物提供了輸出通道，從而促進了腐蝕反應(yīng)，是造成陶瓷層腐蝕退化的重要因素。

(a)腐蝕前后噴涂態(tài)涂層形貌

圖4 孔隙率對稀土硅酸鹽面層水氧腐蝕深度的影響

涂層孔隙結(jié)構(gòu)同樣顯著影響著黏結(jié)層的氧化行為。環(huán)境中的水氧通過陶瓷面層及中間層擴散至內(nèi)部的黏結(jié)層表面，引起硅層氧化形成SiO2熱生長氧化層(thermal growth oxide，SiO2-TGO)，同時伴隨約2.2倍的體積膨脹[20]；生成的TGO為α-SiO2，在高溫下α-SiO2轉(zhuǎn)化為β-SiO2，而冷卻至約220℃時SiO2又發(fā)生由β向α方石英的相變，并伴隨約5%的體積收縮；α-SiO2熱膨脹系數(shù)為10.3×10-6/℃，與SiC基體的熱膨脹系數(shù)(4～5)×10-6/℃嚴(yán)重不匹配，存在較大的熱失配應(yīng)力。當(dāng)涂層中存在貫通孔隙網(wǎng)絡(luò)或微裂紋時，SiO2-TGO首先在孔隙尖端形成并快速增厚，同時氧化劑沿mullite/TGO界面擴散，促進界面TGO的形成和增厚。在持續(xù)的水氧和熱循環(huán)作用下，孔隙尖端的TGO中形成較大的孔洞和裂紋，如圖2b所示，裂紋沿mullite/TGO界面水平擴展，與TGO的裂紋網(wǎng)絡(luò)相連，最終導(dǎo)致涂層剝落。涂層貫通孔隙引起的TGO局部增厚以及孔洞和裂紋是導(dǎo)致環(huán)境障涂層剝落失效的主要因素之一。

環(huán)境中氧化劑在孔隙中主要以分子形式傳輸。由于不需要與涂層材料進行離子交換，晶體網(wǎng)絡(luò)的自擴散快得多，因此，貫通的孔隙結(jié)構(gòu)促進了氧化劑以分子形式向涂層內(nèi)部的快速滲透，導(dǎo)致陶瓷層失硅腐蝕，同時引起SiO2-TGO迅速增厚及進一步氣化，從而造成涂層開裂及早期剝落失效。

3 等離子噴涂涂層孔隙的形成機制

涂層孔隙結(jié)構(gòu)決定著EBCs的抗腐蝕性能，而這些孔隙的形成機制除了與前文所述的材料特性有關(guān)外，還受制備方法和工藝條件的顯著影響。

EBCs的制備方法可分為低溫法和高溫法。常用的低溫法包括漿料法(slurry)、溶膠-凝膠法(sol-gel)等，高溫法主要有大氣等離子噴涂法(air plasma spray, APS)、低壓等離子噴涂法(low pressure plasma spray, LPPS)、等離子噴涂-物理氣相沉積法(physical spray-physical vapor deposition, PS-PVD)等[21]。低溫法是利用前驅(qū)體在基體表面預(yù)成膜，再通過隨后的燒結(jié)熱處理來形成涂層并實現(xiàn)涂層與基體的化學(xué)結(jié)合。高溫的等離子體制備技術(shù)則采用高溫等離子體單獨熔化粉末原料，并利用熔融液滴在基體表面的高速撞擊形成涂層，涂層與基體結(jié)合強度高、結(jié)構(gòu)更加致密，同時也避免了燒結(jié)過程的高溫對基體的損傷，因此，高溫等離子體法在EBCs制備領(lǐng)域體現(xiàn)出了極大的優(yōu)勢。

等離子體法制備的EBCs具有典型的層狀結(jié)構(gòu)特征。Si/mullite/YbMS涂層顯微結(jié)構(gòu)如圖5所示[22]，在噴涂態(tài)下各層扁平粒子之間結(jié)合良好，但在扁平粒子邊界和內(nèi)部均存在球形孔隙(孔徑小于0.5 μm)和長條孔隙，涂層內(nèi)出現(xiàn)垂直于涂層表面的貫穿裂紋，部分孔隙及微裂紋起源于扁平粒子界面，部分孔隙存在于單個粒子內(nèi)部，而有的則貫穿多個液滴。熱處理后，孔隙或裂紋沒有明顯的擴展或閉合。涂層層狀結(jié)構(gòu)內(nèi)的孔隙和微裂紋在三維空間上形成了貫通的孔隙網(wǎng)絡(luò)。

(a)噴涂態(tài)EBC

涂層內(nèi)孔隙及微裂紋的形成與涂層的形成條件有關(guān)。APS涂層開裂機制的研究表明，涂層中的裂紋形態(tài)主要有兩種，一種是平行于涂層表面，主要是由于扁平粒子冷卻時熱收縮造成的細(xì)長裂紋狀分離；另一種是靠近等軸粒子的大孔隙，主要是由沉積過程中的微熔和未熔粒子導(dǎo)致。在噴涂過程中，由于SiO飽和蒸氣壓高，稀土硅酸鹽粉末中的SiO發(fā)生氣化損失，造成涂層中含有Yb2O3相，且SiO損失率隨焰流溫度的升高而增大?；赮b2O3較高的CTE和彈性模量，在冷卻時富含Yb2O3的區(qū)域?qū)⒔?jīng)歷三軸拉伸，從而產(chǎn)生微裂紋以釋放應(yīng)力。稀土單硅酸鹽區(qū)域微裂紋的形成則與其單斜晶體結(jié)構(gòu)造成熱膨脹的各向異性有關(guān)。液滴快速冷卻造成的淬火應(yīng)力、粉末顆粒熔化程度、涂層組成相的熱膨脹特性、高溫相變等因素共同導(dǎo)致了涂層內(nèi)孔隙及微裂紋的形成。

相較于APS法，PS-PVD法制備得到的EBCs涂層結(jié)構(gòu)更加致密。PS-PVD法具有低壓、低氧分壓和高功率等技術(shù)優(yōu)勢。高功率促使原始粉末充分熔化，低氧分壓則減少原始粉末在沉積過程中的過早氧化，同時高的預(yù)熱溫度降低了液滴的淬火應(yīng)力、促進了扁平粒子間的緊密結(jié)合。PS-PVD EBCs顯微結(jié)構(gòu)如圖6所示，因未熔顆粒、未結(jié)合扁平粒子等造成的層內(nèi)及層間孔隙減少[23]。同時，在高功率和低壓氣氛下，硅酸鐿涂層組成相中含大量YbDS相，而在低功率高壓氣氛下，涂層主要組成相為YbMS?；赮b-Si-O體系內(nèi)各物質(zhì)飽和蒸氣壓，在低壓下，高功率等離子體焰流使Yb直接氣化成單原子氣體，難以再與O形成Yb2O3相，因而形成大量YbDS相，涂層為YbDS、YbMS、Yb2O3、SiO2組成的多相混合結(jié)構(gòu),制備過程中因相變、熱失配等原因在涂層內(nèi)產(chǎn)生殘余應(yīng)力。當(dāng)單硅酸鐿涂層厚度為20 μm時，顯微結(jié)構(gòu)致密，沒有明顯的垂直孔隙和微裂紋，當(dāng)厚度增大到50 μm時，應(yīng)力累積導(dǎo)致在致密的涂層中出現(xiàn)了周期性分布的垂直裂紋，當(dāng)厚度進一步增大到100 μm時，垂直裂紋數(shù)量增加，裂紋寬度增大[24]。由此可知，PS-PVD法制備的EBCs孔隙數(shù)量有所減少，但由于熱失配等應(yīng)力的釋放導(dǎo)致涂層內(nèi)形成了周期性的貫通孔隙或微裂紋。

(a)斷面形貌 (b)表面形貌

此外，涂層的孔隙結(jié)構(gòu)特征還受等離子體制備工藝參數(shù)的影響。例如，沉積功率及載氣中H2含量越高，EBCs涂層穩(wěn)定相含量越高。噴涂態(tài)YbMS涂層中包含兩種單斜相，經(jīng)過熱處理后，亞穩(wěn)態(tài)相完全轉(zhuǎn)化為穩(wěn)態(tài)相。相變時伴隨體積收縮，從而形成新孔隙及微裂紋。噴涂態(tài)YbDS涂層中存在非穩(wěn)態(tài)相α-YbDS和X1-YbMS，經(jīng)過熱處理后轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)態(tài)相β-YbDS和X2-YbMS，孔隙率增大，其中孤立孔隙率基本不變，貫通孔隙率增大，涂層發(fā)生異常線性膨脹[25]。噴涂功率等制備工藝參數(shù)影響粉末顆粒的熔化程度、涂層組成相等，導(dǎo)致在涂層內(nèi)形成孔隙及微裂紋。

綜上，在等離子體制備過程中，由于粉末熔化程度、材料相變、熱膨脹失配等因素的共同影響，在涂層表面、各層層內(nèi)及層間形成孔隙及微裂紋結(jié)構(gòu)，表面孔隙與涂層內(nèi)部孔隙連通而形成裸露的貫通孔隙網(wǎng)絡(luò)，成為環(huán)境水氧等腐蝕介質(zhì)的快速滲透通道，導(dǎo)致EBCs涂層早期失效。因此，開展降低制備態(tài)涂層孔隙率，尤其是貫通孔隙率，以提高EBCs致密度的研究勢在必行。

4 提高環(huán)境障涂層致密度的方法

4.1 工藝優(yōu)化法提高涂層致密度

改變制備工藝是減少貫通孔隙、提高EBCs致密度的方法之一。不同工藝所制備的EBCs涂層的顯微結(jié)構(gòu)如圖7所示，包括APS、超音速火焰噴涂(high velocity oxygen fuel, HVOF)、懸浮液等離子噴涂(suspension plasma spray, SPS)、超低壓等離子噴涂(very low pressure plasma spray, VLPPS)[26-27]。APS法噴涂前采用等離子體火焰預(yù)熱基體，再結(jié)合大功率噴涂，雖然該方法能夠?qū)崿F(xiàn)粉末原料的充分熔融，但噴涂過程中涂層發(fā)生部分氧化及相分解，兩道噴涂行程得到的沉積層之間仍存在明顯的界面微裂紋；較低的基體溫度導(dǎo)致涂層中形成大量非晶相，后續(xù)熱處理時再結(jié)晶導(dǎo)致體積收縮而形成大量孔隙；同時由于冷卻過程中熱失配應(yīng)力作用形成貫穿涂層厚度的垂直裂紋，裂紋密度約3條/mm，如圖7e所示。SPS法用于蒸發(fā)懸浮液體的火焰功率高，同時噴涂距離較短，制備的涂層結(jié)晶度低，涂層中普遍存在均勻分布的孔隙和周期性的貫穿裂紋及分支。由于涂層中溫度梯度、相成分、缺陷密度分布不均勻，因此結(jié)晶度的影響因素復(fù)雜。HVOF和VLPPS涂層結(jié)構(gòu)相對致密、無垂直貫穿裂紋，涂層各道片層間附著力良好，然而，在涂層結(jié)構(gòu)中存在部分未熔和微熔顆粒，導(dǎo)致涂層內(nèi)形成許多細(xì)小孔隙和微裂紋?？紫堵试礁撸@些孔隙和微裂紋在三維空間上的貫通性就越強，由此可知，僅通過改變制備方法，難以實現(xiàn)對粉末熔化程度、涂層結(jié)晶度、相變等的同時優(yōu)化，導(dǎo)致制備態(tài)涂層中仍存在貫通的孔隙等結(jié)構(gòu)缺陷。

(a)APS法

進一步通過優(yōu)化工藝參數(shù)調(diào)控粉末熔化程度、涂層的結(jié)晶度、相變等，也可改善涂層致密度。而工藝參數(shù)對涂層顯微結(jié)構(gòu)的影響機制復(fù)雜。對于等離子噴涂法，增強直流電弧電流、增加工作氣體H2的濃度可提高等離子焰流的峰值溫度，有利于提高粉末在焰流中傳輸時的熔化程度，但高溫不利于對涂層化學(xué)成分的控制。改變噴涂距離或增加焰流速度，可調(diào)整粒子與基體的撞擊速度和溫度，改善粒子結(jié)合性能，同時縮短粉末粒子在等離子體中的輸運時間，有利于緩和較快的升溫速率對顆粒溫度的影響，從而抑制相氣化分解，但同時也改變了粒子與基體碰撞時的停留時間、速度和溫度，顆粒熔化程度較差。如采用高速APS，粒子速度升高至300 m/s以上，制備得到EBCs結(jié)晶率接近100%，但噴涂態(tài)涂層中仍然存在孔隙及微裂紋。提高基體的溫度(如將基體置于1000 ℃以上高溫爐中)可以促進粉末重熔，提高涂層結(jié)晶度，改善涂層的結(jié)合性能，并減小貫通孔隙率。沉積后仍用等離子體焰流加熱試樣、逐步降低等離子功率使試樣緩慢冷卻，或激光重熔處理[28]，可有效減少貫通孔隙及微裂紋的產(chǎn)生。因此，參數(shù)優(yōu)化過程中需綜合考慮各參數(shù)對粉末熔化、氣化分解、涂層結(jié)晶度、相變等的影響。

此外，通過設(shè)計EBCs涂層體系的基本組成調(diào)整制備態(tài)涂層的應(yīng)力分布，也利于提高涂層致密度。Si/mullite/YbMS體系中由于面層與SiC基體熱膨脹系數(shù)相差較大(表1)，冷卻過程中熱失配應(yīng)力的釋放導(dǎo)致形成縱向貫通孔隙，而采用與SiC基體熱匹配性優(yōu)異的YbDS/Si涂層體系，則通常只形成較少的等軸微裂紋。但YbDS的硅活性較高，在高溫水蒸氣環(huán)境中容易發(fā)生失硅腐蝕而形成多孔的顯微結(jié)構(gòu)。有研究設(shè)計了裂紋自愈合的YbDS-YbMS復(fù)合涂層體系，一方面緩解了YbMS與SiC基體之間的熱膨脹失配，同時提高了YbDS的水蒸氣穩(wěn)定性。通過向陶瓷層中摻雜SiC顆粒能夠獲得具有自愈功能的致密EBCs，自愈合機制主要是來自于SiC顆粒的梯度氧化而形成的壓縮應(yīng)力。因此，采用與SiC基體熱匹配的涂層材料和有助于釋放應(yīng)力的涂層結(jié)構(gòu)，能夠有效消除涂層的貫通孔隙。

開展EBCs制備工藝和工藝參數(shù)對涂層顯微結(jié)構(gòu)影響規(guī)律及影響機制的研究，有助于降低涂層孔隙率，尤其是貫通孔隙率，從而改善涂層抗腐蝕介質(zhì)滲透能力、提高耐水氧腐蝕性能。

4.2 鍍鋁后處理法提高涂層致密度

當(dāng)工藝調(diào)控?zé)o法完全避免貫通孔隙及微裂紋生成時，可通過用后處理法在制備態(tài)EBCs表面獲得致密覆蓋層，以阻擋環(huán)境中腐蝕介質(zhì)的滲透。在SiC-CMCs表面磁控濺射致密鋁膜,結(jié)合后續(xù)的真空熱處理，使鋁與SiO2原位反應(yīng)形成一層薄而致密的Al2O3覆蓋層，使得基體抗氧化性能提高。在1000 ℃空氣中等溫氧化366 h后的增重減少約10%，這主要是因為Al2O3致密層阻礙了氧的傳輸[29-30]。在含大量微裂紋的YbMS/mullite/Si三層體系EBCs表面鍍鋁原位合成Al2O3薄覆蓋層，涂層的表面形貌如圖8所示[29]。致密層覆蓋了大部分原始微裂紋，減少了環(huán)境中水蒸氣、氧和熔鹽等腐蝕物的快速滲透路徑，同時致密涂層的抗熱振性能與噴涂態(tài)涂層相當(dāng)。因此，鍍鋁后處理法是消除裸露貫通孔隙、獲得抗腐蝕介質(zhì)滲透EBCs的有效方法。

然而金屬熔體對陶瓷涂層的潤濕性研究表明，鋁在稀土陶瓷涂層表面的鋪展?jié)櫇裥圆睿杂猩倭靠紫对谕繉颖砻媛懵?，并且在孔隙處的致密層厚度小，在服役過程中該致密結(jié)構(gòu)的完整性極易遭到?jīng)_蝕破壞。因此，改善熔體鋁對陶瓷涂層的潤濕性和提高致密層厚度仍是鍍鋁致密化法亟需要解決的重要問題。

5 結(jié)語及展望

優(yōu)異的抗高溫水氧腐蝕性能是環(huán)境障涂層對SiC陶瓷基復(fù)合材料提供有效防護的首要條件，降低EBCs的貫通孔隙率是提高抗高溫水氧腐蝕性能的關(guān)鍵。在涂層材料及體系設(shè)計方面，熱膨脹系數(shù)與SiC基體匹配、高溫水氧穩(wěn)定仍是涂層面層材料的重點研究方向。材料的設(shè)計上可借鑒高熵陶瓷的概念，通過獨特的成分和組織設(shè)計，綜合熱膨脹匹配性、高溫相穩(wěn)定性、優(yōu)異的高溫強度、耐腐蝕性和抗氧化性等性能，制備二元或多元稀土高熵陶瓷EBCs，并在高溫腐蝕環(huán)境下研究對SiC基體的防護性。在涂層制備方面，應(yīng)綜合考慮工藝及工藝參數(shù)對涂層原料粉末熔化程度、材料相分解程度、涂層結(jié)晶度等的影響規(guī)律，避免粉末熔化差、噴涂相分解、結(jié)晶相變、熱膨脹失配等造成的孔隙貫通及微裂紋產(chǎn)生。對于鍍鋁后處理形成額外致密層的方法，則需要解決熔體鋁對涂層裸露孔隙滲入性差的問題。另外，在發(fā)動機所處的極端環(huán)境中還有高溫?zé)崃鳠釠_擊的作用和燃?xì)鉄岣g，因此需要進一步評估在熱沖擊作用下涂層致密結(jié)構(gòu)的應(yīng)變?nèi)菹抟约翱谷細(xì)鉄岣g性能，以實現(xiàn)EBCs涂層整體性能的優(yōu)化。