陶瓷基復合材料表面環境障涂層材料研究進展

趙春玲，楊 博，李 闊，李廣榮，趙 宇，邸士雄，李 璞，楊冠軍

(1. 中國航發湖南動力機械研究所，湖南 株洲 412002)(2. 西安交通大學 金屬材料強度國家重點實驗室，陜西 西安 710049)

1 前 言

隨著航空發動機推重比和功重比的不斷提升，其內部燃氣溫度也隨之升高[1]。根據需要，新一代高推重比發動機熱端部件的表面服役溫度將達到1400 ℃以上[2]。然而，即使采用氣膜冷卻和熱障涂層(thermal barrier coatings，TBCs)雙重降溫保護措施，金屬基合金構件(如鎳基高溫合金)的長時熱暴露溫度也被限制在1200～1250 ℃以下，仍遠低于新一代航空發動機的實際服役溫度要求[2-4]。因此，迫切需要研發新材料來代替高溫合金作為高溫結構材料，以滿足先進航空發動機的發展需求[5]。

碳化硅陶瓷基復合材料(SiC ceramic matrix composite，SiC-CMC)具有低密度、高比強、高比模、對裂紋不敏感以及耐高溫和化學腐蝕等特性，是未來最有潛力代替高溫合金的結構材料之一[6-8]。目前，關于SiC-CMC的研究主要集中在碳纖維增強碳化硅(Cf/SiC)和碳化硅纖維增強碳化硅(SiCf/SiC)，由于后者具有更優異的抗氧化能力，故SiCf/SiC材料是高性能航空發動機熱端部件更為理想的應用材料[7， 9-13]。

SiCf/SiC材料雖然具有優異的高溫力學性能和高溫抗氧化性能，但航空發動機以煤油為燃料，燃燒產物中含大量水蒸氣和過量氧氣，在該燃氣的沖刷下，SiCf/SiC材料同樣面臨著嚴重的腐蝕問題[14-16]。SiC在高溫條件下生成的保護性氧化產物SiO2會與周圍水蒸氣反應生成易揮發的Si(OH)4等物質，導致基體材料被快速消耗，這是當前限制SiCf/SiC材料應用的最主要原因之一。為解決該問題，需要在SiCf/SiC材料表面制備一種耐水氧腐蝕涂層，即環境障涂層(environmental barrier coatings，EBCs)[17-19]。

EBCs作為SiCf/SiC材料與服役環境之間的一道屏障，能夠有效降低燃氣環境對基體的損傷，成為決定SiCf/SiC熱端部件能否得到實際應用的關鍵因素[3, 7]。近年來，EBCs已經成為航空材料領域的研究熱點，隨著EBCs材料體系的不斷更新和完善，SiCf/SiC材料的承溫能力也在不斷提升。

2 SiCf/SiC材料的水氧腐蝕機制與涂層防護需求

在高溫干燥氣氛中，SiCf/SiC材料表面會反應生成一層致密、穩定的SiO2膜，阻止氧氣進一步滲入，使SiCf/SiC材料具有良好的高溫抗氧化性能[20, 21]。但在實際服役環境中，由于航空煤油燃燒產物——水蒸氣的存在，SiO2保護膜不能穩定存在，而是會進一步反應生成氣態Si-Ox-Hy，完整反應過程如式(1)和式(2)所示[19, 22]：

SiC(s)+3H2O(g)→SiO2(s)+3H2(g)+CO(g)

(1)

SiO2(s)+H2O(g)→Si-Ox-Hy(g)

(2)

根據反應物比例不同，生成的易揮發Si-Ox-Hy可能包含Si(OH)2、Si(OH)4和Si(OH)63種形式，其中主要為Si(OH)4[18]。經水氧腐蝕的SiCf/SiC材料的微觀形貌如圖1所示，可以看出氧化層內部結構疏松且存在大量裂紋，甚至出現剝落現象[23]。

圖1 水氧腐蝕后SiCf/SiC材料的微觀形貌[23]：(a)表面形貌，(b)斷面形貌Fig.1 Microstructures of SiCf/SiC materials after water vapor corrosion[23]: (a) surface morphology， (b) section morphology

氧化動力學研究表明，反應(1)中SiO2的生成呈拋物線規律，反應(2)中SiO2的揮發呈線性規律，整個過程的氧化速率主要由反應(2)控制[17-19, 22]。進一步通過建立擴散模型[22]，具體研究了SiO2在燃氣環境中的揮發過程。在該模型中，假設基體為平板、水蒸氣為層流形式、Si(OH)4為易揮發生成物，結果表明，易揮發相的流量由邊界層的擴散控制，其數值大小與氣體流速、系統總壓以及水蒸氣分壓等因素有關(式(3))：

JSi(OH)4∝[v1/2·(PH2O)2]/(Ptotal)1/2

(3)

式中，J為流量，v為氣體流速，PH2O為水蒸氣分壓，Ptotal表示系統總壓。

經實驗測定，高壓燃氣環境下因SiO2揮發SiC出現退化情況[24]，證明了該模型的正確性?；趯嶒灁祿?，對不同燃燒環境下SiC的退化尺寸做了進一步預測，結果如表1所示。當環境溫度為1200 ℃時，在兩種火焰速度下暴露1000 h后SiC的退化尺寸都超過了250 μm，而且隨著環境溫度繼續上升，SiC退化還會進一步加劇。

表1 不同火焰速度和環境溫度下SiC材料退化尺寸(1 MPa，1000 h)[24]Table 1 Degradation size of SiC materials under different flame velocities and temperatures at 1 MPa after exposing for 1000 h[24] μm

由此可見，SiCf/SiC材料在沒有任何保護的條件下，將面臨非常嚴重的水氧腐蝕退化問題，而EBCs正是彌補這一致命缺陷的關鍵技術[16]。

3 環境障涂層材料總體設計原則

EBCs的主要功能是在惡劣服役環境中保持SiCf/SiC材料性能穩定，減少燃氣對基體的水氧腐蝕，同時還兼具阻斷裂紋和愈合裂紋的作用[15]。因此，EBCs材料體系的選擇應滿足圖2中的幾個特點[25, 26]：

圖2 EBCs材料的選擇要素[25]Fig.2 Key factors for EBCs materials selection[25]

(1)EBCs材料應具有較高的熔點，且不能與服役環境中的物質發生反應，如水、氧、鈣鋁鎂硅酸鹽(calcium aluminum magnesium silicates，CMAS)等，同時還應具備較低的氧擴散率；

(2)EBCs材料與基體材料的熱膨脹系數(coefficient of thermal expansion，CTE)匹配，避免熱失配導致的涂層剝落；

(3)EBCs材料在服役環境中應保持相穩定，避免相變引起的涂層體積變化，從而導致涂層脫落；

(4)EBCs材料與基體材料具有良好的化學相容性，兩者之間不發生有害化學反應。

此外，制備EBCs時還應使其結構盡量保持均勻、致密且存在較少缺陷，從而達到更好的防護效果。

自20世紀90年代EBCs的概念被提出至今，EBCs材料體系發展經歷了以下4代[15]：莫來石/氧化釔穩定氧化鋯(莫來石/YSZ)材料體系、鋇鍶鋁硅酸鹽(BSAS，1-xBaO-xSrO-Al2O3-2SiO2，0≤x≤1)材料體系、稀土硅酸鹽材料體系、熱/環境障(T/EBC)復合涂層材料體系。SiCf/SiC基體和各代EBCs材料的基本性質如表2所示[21， 27-37]，各代EBCs材料體系的大致發展歷程如圖3所示。

圖3 EBCs材料體系的發展歷程Fig.3 The development process of EBCs

表2 SiCf/SiC基體及各代EBCs相關材料的基本性質[21, 27-37]Table 2 Properties of SiCf/SiC matrix and EBCs related materials[21, 27-37]

4 環境障涂層材料體系的研究進展

4.1 莫來石/YSZ物理阻隔涂層材料體系

最初，EBCs主要用于防護基體被熔融鹽腐蝕。由于莫來石與SiC的CTE相近，且具有良好的化學相容性和耐腐蝕性，首先進入了人們的視野[1]。Federer[38]最先使用漿料法在SiC表面制備了莫來石涂層，通過熱循環試驗和熔鹽腐蝕試驗證明，莫來石涂層對SiC基體具有一定的保護作用。

隨后，大氣等離子噴涂(atmospheric plasma spray，APS)技術也被用來制備莫來石涂層。但是，由于噴涂過程中冷卻速度過快導致涂層中含有大量非晶相，高溫下這些非晶相會發生結晶轉變并引起體積收縮，從而使涂層產生大量貫穿裂紋，影響其使用性能，如圖4a所示[25]。Lee等[39]通過將基體預熱并保持在一定的溫度下，制備了完全結晶的莫來石涂層，有效提升了涂層在熱循環過程中的抗裂紋能力，但涂層整體的致密性仍較差，如圖4b所示。進一步研究表明，莫來石涂層具有較高的SiO2活性，在水氧環境中對SiCf/SiC基體的保護作用十分有限，只能在很小程度上減輕SiO2的揮發，故有必要在其表面再增加一層不易揮發的涂層材料[26]。

圖4 熱循環后48 h后，APS技術制備的莫來石涂層的斷面形貌：(a)部分結晶[25]，(b)完全結晶[39]Fig.4 Section morphologies of mullite coatings prepared by APS process after thermal cycles for 48 h: (a) incomplete crystallization[25], (b) complete crystallization[39]

為進一步提升莫來石涂層的抗水氧腐蝕性能，美國國家航空航天局(national aeronautics and space administration，NASA)又借鑒YSZ作為TBCs成功應用的先例，將其引入EBCs，構成莫來石/YSZ材料體系[25]。研究表明，常規APS技術制備的YSZ涂層內部存在大量微小的層間孔隙和層內裂紋，這些缺陷并不各自獨立而是相互連接形成貫通網絡，如圖5所示[40]。在服役環境中，網狀裂紋會成為腐蝕介質的通道，降低YSZ涂層的抗水氧腐蝕性能。因此，有必要通過改進工藝來消除涂層內部的缺陷，實現致密APS涂層結構的制備。

圖5 APS技術制備的YSZ涂層的微觀形貌[40]：(a)斷口，(b)拋光斷面Fig.5 Microstructures of YSZ coating prepared by APS process[40]: (a) fracture surface， (b) polished fracture surface

相同實驗條件下，無涂層保護、莫來石涂層及莫來石/YSZ涂層SiC試樣的失重情況如圖6所示[41]，無涂層SiC試樣暴露在燃氣環境下100 h后，失重達到5 mg/cm2；在莫來石涂層保護下，SiC試樣的失重更加明顯，這是因為莫來石涂層本身在燃氣環境中也會發生SiO2的選擇性揮發；然而，在莫來石/YSZ涂層的保護下，熱暴露50 h后SiC試樣的失重僅為0.5 mg/cm2。綜上，莫來石/YSZ涂層的應用有效減緩了SiO2的揮發，對基體起到很好的保護作用。

圖6 不同涂層保護的SiC試樣在模擬燃燒室環境(0.6 MPa，1230 ℃)下的質量變化曲線[41]Fig.6 Weight change curves of SiC materials with different coatings in the simulated combustion environment of 0.6 MPa and 1230 ℃[41]

經水氧環境熱循環后，莫來石/YSZ涂層的斷面形貌如圖7所示，SiC基體幾乎未發生腐蝕，但YSZ面層內部以及其與莫來石涂層界面處存在大量裂紋和孔隙，這些缺陷將成為水蒸氣和氧氣等腐蝕介質穿過涂層的通道，進一步腐蝕下層莫來石涂層和SiC基體[42]。通常，這些缺陷是由于兩種涂層材料的CTE不匹配所致，故莫來石/YSZ涂層在服役初期能夠有效阻擋水氧腐蝕，但后期腐蝕介質會通過裂紋等缺陷進入涂層內部，使基體氧化失效。

圖7 水氧環境下熱循環100 h后的莫來石/YSZ涂層的斷面形貌(2 h為一個循環)[42]Fig.7 Section morphology of mullite/YSZ coating after thermal cycles for 100 h in water vapor environment (2 h per cycle) [42]

4.2 BSAS化學阻隔涂層材料體系

莫來石/YSZ涂層雖然在一定程度上減輕了SiC基體在燃氣環境下的水氧腐蝕，但二者CTE相差較大，熱循環過程中涂層內部容易出現由于熱應力失配而引起的開裂剝落現象，長期服役穩定性不足[25]。為解決該問題，采用與莫來石CTE更接近的BSAS來代替YSZ面層[43]。

通過擴散偶實驗研究發現，莫來石與SiC之間為機械結合，并不存在緊密的化學結合[25]。此外，SiC與莫來石之間還會發生界面污染，導致涂層的循環耐久性進一步降低。因此，為提升EBCs與SiC基體之間的結合力，在EBCs體系中引入與SiC化學相容性更好的Si作為粘結層。

利用APS技術在SiC基體表面制備了Si/莫來石/BSAS涂層[30, 44]，如圖8a所示，Si粘結層的引入明顯改善了EBCs與基體的結合。與YSZ面層相比，BSAS面層的結構致密性雖未顯著改善，但其中孔隙多呈現封閉狀態，進一步加強了EBCs的水氧阻隔能力。經1300 ℃水氧環境腐蝕500 h后，該涂層仍然保持良好的結構穩定性，并未出現明顯的縱向裂紋以及剝落現象，僅在莫來石層與Si粘結層界面處出現少量孔隙，如圖8b所示。

圖8 Si/莫來石/BSAS涂層的斷面形貌[44]：(a)噴涂態,(b)1300 ℃水氧腐蝕500 hFig.8 Section morphologies of Si/mullite/BSAS coatings[44]: (a) as-sprayed, (b) in water vapor environment for 500 h at 1300 ℃

高溫下BSAS涂層和莫來石涂層的彈性模量變化如圖9a所示[44]，結果表明，水氧腐蝕500 h后BSAS涂層的彈性模量未發生較大改變，僅從60 GPa緩慢增長到了68 GPa，涂層整體性能保持穩定。進一步通過XRD測試表明，制備的BSAS涂層保持了粉體的鋇長石相，且其在水氧環境下暴露500 h后依然未發生相變，說明完全結晶的BSAS涂層具有優異的相穩定性，如圖9b所示。

圖9 水氧腐蝕前后的BSAS涂層[44]：(a)彈性模量變化,(b)XRD圖譜Fig.9 BSAS coatings before and after water vapor corrosion[44]: (a) elastic modulus change, (b) XRD patterns

BSAS涂層在水氧環境下不發生相變且始終維持較低的彈性模量水平，且與莫來石涂層間還具有較好的CTE匹配，減小了服役過程中涂層內部的熱失配應力，故對基體具有更好的保護作用。Lee等[45]進一步比較了YSZ和BSAS兩種材料作為EBCs面層的抗水氧腐蝕性能(圖10)。結果表明，無涂層保護的SiC和SiCf/SiC試樣的質量呈線性快速減少，而以BSAS作為面層的SiCf/SiC試樣在水氧腐蝕90 h后幾乎不發生失重，質量僅下降了0.5 mg/cm2。當中間層相同時，以YSZ作為面層的SiCf/SiC試樣反而出現了增重情況。在該條件下，YSZ自身性能保持穩定且不會揮發，說明增重是水汽從涂層缺陷處滲入基體內部發生氧化所致，這充分證明了BSAS的抗水氧腐蝕性能優于YSZ。

圖10 在0.6 MPa、1300 ℃下水氧腐蝕后，SiC和不同涂層保護的SiCf/SiC的質量變化曲線[45]Fig.10 Weight change curves of SiC and SiCf/SiC with different coatings in water vapor environment at 0.6 MPa and 1300 ℃[45]

BSAS作為EBCs面層材料，限制其應用的因素主要包括以下兩點[5]：① 高溫條件下BSAS會因揮發而發生退化。Lee等[43]通過模擬估計了BSAS涂層在環境總壓為0.6 MPa、水蒸氣分壓為0.06 MPa、氣體流速為24 m/s的條件下服役1000 h后的退化尺寸，如表3所示。當環境溫度為1500 ℃時，BSAS涂層尺寸退化至268 μm，遠超其厚度，并且其在高壓環境下退化情況還會更嚴重。② BSAS涂層在高溫時會與莫來石涂層中的SiO2反應生成玻璃相，降低其熔化溫度。因此，Si/莫來石/BSAS涂層體系的長時服役溫度較低，最高使用溫度被限制在1300 ℃[21]。

表3 BSAS涂層在模擬燃氣環境下暴露1000 h后的退化情況[43]Table 3 Predicted degradation of BSAS coating exposing in simulated combustion environment for 1000 h[43]

4.3 稀土硅酸鹽化學阻隔涂層材料體系

為進一步提升SiCf/SiC材料的服役溫度，NASA格倫研究中心在“超高效發動機技術(ultra efficient engine technology，UEET)”項目的支持下開展了新一代EBCs的研究。該項目要求面層材料在1482 ℃以上的水氧環境中保持一定的穩定性，且粘結層要在1316 ℃下工作數千小時不發生退化[27]。稀土硅酸鹽材料因具有較低的CTE、良好的相穩定性以及優異的耐腐蝕性能，故被用來代替BSAS面層[27, 46]。

稀土硅酸鹽主要包括單硅酸鹽(RE2SiO5)和二硅酸鹽(RE2Si2O7)兩種。幾種陶瓷材料在1450 ℃的水氧環境下的腐蝕速率與其CTE的對應關系如圖11所示[47]。結果表明，Yb2Si2O7、Y2Si2O7、Yb2SiO5、Y2SiO5等稀土硅酸鹽與SiC的CTE接近，且具有較低的水氧腐蝕速率，適宜作為更高溫度下服役的EBCs的面層材料。熱震因子R可以被用來評價陶瓷材料的抗熱震能力，其數值由彎曲強度σf、楊氏模量E、泊松比ν和熱膨脹系數α幾個因素綜合決定，具體計算方法如式(4)所示[48]：

(4)

圖11 典型陶瓷材料的水氧腐蝕速率與熱膨脹系數(CTE)的關系[47]Fig.11 Relationship between water vapor corrosion rate and CTE of typical ceramic materials[47]

幾種RE2SiO5材料的R值如表4所示[46]，其數值在92～165 K之間。除Ho2SiO5以外，剩余RE2SiO5的R值均小于Al2O3的，說明在環境溫度快速升降的過程中，大部分RE2SiO5較Al2O3更容易出現裂紋。

表4 典型RE2SiO5材料和工程陶瓷的熱震因子[46]Table 4 Thermal shock factors of typical RE2SiO5 materials and engineering ceramics[46] K

Lee等[27]分別以Yb2SiO5和Lu2SiO5作為面層材料，利用APS技術在SiCf/SiC材料表面制備了第三代EBCs。在1380 ℃的水氧環境(含有體積分數為90%的水蒸氣和10%的氧氣)中熱循環300 h后，兩種EBCs均未出現剝落現象，并且涂層之間結合良好，如圖12所示。與前兩代EBCs相比，稀土硅酸鹽面層的致密度有了較大提升，涂層結構中幾乎不存在明顯的孔隙，這更有利于阻隔水蒸氣和氧氣的滲入。此外，在熱循環試驗中該涂層體系也表現出了更好的化學相容性。

圖12 稀土硅酸鹽涂層體系在水氧環境熱循環300 h后的斷面形貌(循環周期為1 h)[27]：(a)Si/莫來石/Yb2SiO5，(b) Si/莫來石/Lu2SiO5Fig.12 Section morphologies of RE-silicate coating systems after thermal cycles for 300 h in water vapor environment(1 h per cycle)[27]: (a) Si/mullite/Yb2SiO5，(b) Si/mullite/Lu2SiO5

稀土硅酸鹽材料體系EBCs與CMAS之間的相互作用研究表明[49]，使用APS技術制備的兩種涂層分別暴露在CMAS環境中250 h后，Yb2SiO5體系出現局部完全滲透，徹底破壞了原來的涂層結構；而在Yb2Si2O7體系中，反應則在到達莫來石涂層時停止，如圖13所示。因此，與Yb2Si2O7面層相比，Yb2SiO5面層具有更高的Yb2O3活性，更易與CMAS反應生成Ca2Yb8(SiO4)6O2六方晶相，因此反應程度也更為劇烈。Yb2Si2O7面層的腐蝕反應則更為復雜，CMAS能夠沿磷灰石相的晶界滲透到未溶解的Yb2Si2O7晶粒之間，導致其內部存在一些CMAS、磷灰石生成物和未溶Yb2Si2O7共存的反應區。

圖13 1300 ℃下經CMAS腐蝕250 h后稀土硅酸鹽涂層體系的斷面形貌[49]：(a)Si/莫來石/Yb2SiO5，(b)Si/莫來石/Yb2Si2O7Fig.13 Section morphologies of RE-silicate coating systems after CMAS corrosion for 250 h at 1300 ℃[49]: (a) Si/mullite/Yb2SiO5, (b) Si/mullite/Yb2Si2O7

與上一代EBCs相比，采用稀土硅酸鹽面層的SiCf/SiC材料服役壽命可提升至少一倍，該面層還解決了BSAS長時服役溫度較低的問題[27, 43]。但經熱循環后，稀土硅酸鹽涂層中會出現大量縱向裂紋(圖12)，在燃氣環境中該裂紋將成為腐蝕介質的通道，甚至可能由此引發涂層剝落。與此同時，CMAS侵蝕也是此類涂層材料面臨的嚴重威脅。因此，為提升稀土硅酸鹽體系的服役可靠性，還需要進一步加強其應用研究。

4.4 T/EBC復合阻隔涂層材料體系

著眼于未來陶瓷基復合材料的發展趨勢，結合已在高溫合金表面成功應用的TBCs，NASA提出了T/EBC復合涂層體系的概念[50]。TBCs的功能主要是為金屬基體材料提供隔熱保護，研究表明,將低熱導率、高熔點的TBCs涂敷于金屬基熱端部件時，可使合金表面溫度降低80～150 ℃[51-53]。將TBCs與EBCs組成復合涂層體系，能夠進一步提升涂層的承溫能力，滿足未來高性能發動機的需求。

NASA提出下一代T/EBC復合涂層將滿足1650 ℃水氧環境下的使用要求，在嚴苛服役環境下具有更低的導熱性、更高的相穩定性以及更好的抗熱應力性能，其設計理念如圖14所示[54]。在該復合涂層體系中，面層將采用ZrO2或HfO2基氧化物TBCs，同時以稀土硅酸鹽和稀土鋁酸鹽作為多組分EBCs，并使用稀土硅化物或納米復合陶瓷作為粘結層[50, 55-57]。

圖14 NASA新型T/EBC復合涂層體系的設計理念[54]Fig.14 Concept of new T/EBC composite coating system designed by NASA[54]

通過將APS和電子束-物理氣相沉積(electron beam-physical vapor deposition，EB-PVD)兩種技術結合使用，NASA制備了T/EBC復合涂層體系(圖15)。這種多組分、多層涂層體系整體具有較低的熱導率，在最高溫度為1650 ℃的條件下梯度熱循環300 h后未出現明顯裂紋，表現出了良好的循環耐久性和抗水氧腐蝕性能[58]。

圖15 NASA制備的新型T/EBC復合涂層體系熱循環后的斷面形貌[58]Fig.15 Section morphology of new T/EBC composite coating system prepared by NASA after thermal cycles[58]

美國通用公司也提出了一種更為簡單的想法，通過對第二代BSAS涂層體系進行改進，在其表面增加一層低熱導率的YSZ涂層或其他TBCs，并引入過渡層使二者CTE得到匹配，如圖16所示[59]。對于這種5層T/EBC復合涂層體系，最大的問題是如何保證各層材料在梯度熱循環條件下的相穩定性、化學相容性以及力學性能穩定性。因此，在設計該涂層體系時，應充分考慮到每種涂層的耐溫能力、厚度以及各層間的匹配程度[43, 58]。以此為基礎，通用公司制備了5層的T/EBC復合涂層體系(圖17)，經過50次表面溫度為1675 ℃的熱循環(1 h/次)后，該涂層未出現剝落現象[59]。下一步通用公司還將對帶涂層的實際樣件進行考核試驗。

圖16 通用公司的高溫T/EBC復合涂層體系設計原理[59]Fig.16 Concept of new T/EBC composite coating system designed by GE[59]

圖17 熱循環后5層的T/EBC復合涂層體系的斷面形貌[59]Fig.17 Section morphology of 5-layer T/EBC composite coating system after thermal cycles[59]

當前EBCs體系主要采用Si(熔點為1410 ℃)作為粘結層，在高溫服役環境中Si涂層會形成玻璃相導致其熔點降低，這也是限制EBCs整體服役溫度的最主要原因[5]。為匹配新一代T/EBC復合涂層體系，NASA近年來正在著手研發新型粘結層材料。目前，對HfO2-Si體系的研究最為成熟，該體系與基體之間具有較好的結合強度，且自身具有良好的相穩定性和化學穩定性，能夠將傳統Si粘結層的服役溫度提升至1482 ℃(最高)。除此以外，Hf-Si(O)、Zr-Si(O)和RE-Si+Hf等一系列材料體系也正處于驗證之中，未來有望實現更高的粘結層服役溫度[50, 58]。

在涂層材料體系不斷發生變革的同時，EBCs的制備工藝也變得更加完善。隨著等離子噴涂-物理氣相沉積(plasma spraying-physical vapor deposition，PS-PVD)等一系列新工藝的應用，EBCs的致密度進一步得到提高，從而具有更優異的抗水氧腐蝕性能[35, 60]。此外，通過基體高溫預熱工藝，也可以減少冷卻過程中APS-EBCs微裂紋的產生，同樣能夠實現高致密EBCs的制備[61]。

5 結 語

航空發動機性能的提升在很大程度上依賴于先進材料的開發與利用，傳統高溫合金密度大、承溫能力有限，難以滿足新一代航空發動機的服役要求。SiCf/SiC作為一種新型高溫結構材料，具有眾多優勢，成為替代高溫合金的理想選擇。為避免SiCf/SiC材料在服役環境下因水氧腐蝕而過早失效，需要在其表面制備EBCs。隨著材料體系和制備工藝的逐漸完善，EBCs的致密度和抗水氧腐蝕性能都在不斷提升。目前，Si/莫來石/BSAS涂層體系發展最為成熟，并已在航空發動機上得到實際應用。為滿足更加惡劣服役環境的需求，未來還需在理論指導下進一步開發承溫能力更高、抗水氧腐蝕性能更優異的新型EBCs體系。

與此同時，除了關注EBCs材料體系外，還需對其在服役環境下的結構性能演變規律和失效機制進行研究，從而預測涂層實際服役壽命。當前亟待發展評估EBCs損傷行為的無損檢測方法，解決傳統表征手段工程適用性差、準確性不足的難題，并建立相配套的EBCs性能評價考核體系，加快材料的工程化應用。