环境障涂层选材研究进展

白博添，章德铭，冀晓鹃，彭浩然，颜正

（1.矿冶科技集团有限公司，北京 100160；2.北京市工业部件表面强化与修复工程技术研究中心，北京 102206；3.特种涂层材料与技术北京市重点实验室，北京 102206）

0 引言

随着航空发动机效率和推重比的不断提升，其涡轮进口温度也随之升高。现役推重比为10 的航空发动机涡轮进口温度均达到1500 ℃，研制中的推重比12～15 的发动机涡轮进口平均温度在1800 ℃以上[1]。目前已实际应用的镍基高温合金即使在热障涂层(Thermal Barrier Coating ,TBC)的保护下其最高安全服役温度仅1200 ℃左右[2]。因此，迫切需要引入全新材料体系代替镍基高温合金。以SiC、SiCf/SiC 为代表的陶瓷基复合材料(Ceramic matrix composites, CMCs)因其重量轻、强度高、高温性能好等特点成为替代镍基高温合金的首选材料。CMCs 是以陶瓷基体为连续相，以连续纤维、颗粒或晶须为增强相的复合材料。其本身很轻，单位体积下质量仅为高温合金的三分之一，比强度较高。相比高温合金（图1），在相同温度下CMCs 具有更高的断裂强度，图1中右侧蓝点为300 小时的断裂强度；相比块状陶瓷材料，CMCs 对缺口不敏感[3,4]。综合来看，CMCs 可挖掘的应用潜力巨大。

图1 镍基高温合金、不同种类CMCs 的500 小时断裂强度与温度关系[3]Fig.1 Rupture strength after 500h of continuous exposure versus testing temperature of Ni-based super-alloys and various CMCs [3]

发动机工作时会吸入沙尘扬尘颗粒同时产生大量含有水蒸气、氧气、燃烧残渣的高温高速燃气。CMCs 表面在高温干燥有氧的环境下会与O2反应生成一层致密、O2渗透率低的SiO2薄层，但在颗粒杂质与燃气高速冲刷下SiO2薄层会产生物理损伤并与水蒸气相互作用而遭到破坏，最终导致基体材料的退化。Elizabeth J. Opila 等[5-7]的研究揭示了SiO2与水蒸气反应机理：两者反应会生成Si-O-H 的气态物质，包括SiO(OH)2、Si(OH)4、Si2O(OH)6、SiO(OH)、Si2(OH)6，其中占比最高的是Si(OH)4。随着反应不断进行，致密的SiO2防护层不断消耗也在不断生成，最终达到一个稳定状态，基体材料在这个过程中逐渐退化，质量与性能急剧下降。CMAS 对CMCs 表面的冲刷作用是影响CMCs 寿命的主要因素，CMCs 的水氧腐蚀行为是目前CMCs 应用的最大制约。在CMCs表面制备一层能够将陶瓷基体和腐蚀环境隔绝开的涂层无疑是解决CMCs 退化问题的高效途径，即环境障涂层(Environmental Barrier Coating,EBC)。

EBC 作为表面防护涂层在CMCs 与航空发动机内部恶劣环境之间建立起一道屏障，能够阻止或减少腐蚀环境对CMCs 的侵蚀破坏、延长其服役寿命。EBC 已成为CMCs 能否大规模实际应用的关键因素。自上世纪60 年代提出EBC 的概念至今，涂层选材经历数次创新改进，第三代稀土硅酸盐EBC 是目前各国研究的重点。本文在简要介绍前两代涂层体系的基础上综述第三代稀土硅酸盐EBC 的研究现状，并结合近期报道展望EBC未来发展，为先进航空发动机的选材提供借鉴。

1 环境障涂层的选材要求

EBC 是确保CMCs 工件在航空发动机中长期服役的关键。航空发动机热端环境复杂：燃料燃烧会产生大量高温水蒸气；发动机工作时可能吸入沙尘扬尘、火山灰等固体碎屑；燃料中也会存在无法燃烧的杂质。总得来说，航空发动机内部服役环境极其恶劣，这对环境障涂层的性能提出了极高的要求。因此，涂层材料需要具备如下特点[8,9]：

(1) 良好的抗腐蚀能力。在航空发动机工作时抵抗高温水氧腐蚀、CMAS 熔盐腐蚀。

(2) 低透氧性。限制氧向材料内层扩散。

(3) 热 膨 胀 系 数(Coefficient of Thermal Expansion, CTE)与陶瓷基复合材料接近。高温环境中涂层会产生热应力，涂层材料与基体材料CTE 相差过大会因热失配导致涂层脱落。

(4) 良好的相稳定性。相变往往伴随着体积的改变，导致微裂纹密度增加从而涂层失效。

(5) 良好的化学相容性。避免涂层与基体在高温下发生反应。

(6) 较低的弹性模量。有利于提高涂层在应力作用下的柔度。

(7) 较好的经济适用性。有利于涂层的大规模应用。

(8) 制备简易。有利于降低生产成本。

2 环境障涂层的早期发展

环境障涂层的概念在上世纪60 年代被提出，至今已经发展了六十余年，研究者对EBC 的认识也在逐步加深,早期对涂层的研究侧重于保护硅基陶瓷免受熔盐冲刷破坏，90 年代中期明确了SiO2与水蒸气的机制，涂层的研究重点也随之转移至保护基体不被水氧侵蚀。

莫来石(Mullite)以其热膨胀系数较小、耐高温、抗腐蚀性较好成为第一代EBC的涂层材料。J.I.Federer[10]最先报道了使用浆料涂覆法制备莫来石涂层，实验结果显示Mullite 涂层表现出良好的黏结性与抗腐蚀性。但其较高的SiO2活性[11](～0.4)在长期使用过程中加速CMCs 基体的腐蚀，为此，研究人员将已在TBC 中成熟运用的氧化钇稳定氧化锆(YSZ)作为面层制备在Mullite 层上，形成了第一代环境障涂层Mullite/YSZ 体系。Mullite/YSZ 体系作为初代EBC 满足了CMCs 腐蚀防护的基本需求，但存在的问题也十分明显[12]：一是Mullite 和YSZ 两者的CTE 相差较大，热失配应力导致YSZ 层开裂；二是YSZ 在1300 ℃左右会发生伴随体积变化的相变导致开裂。因此Mullite/YSZ 体系不宜在1300 ℃环境中长期使用。

为了提高涂层服役寿命，研究人员使用钡锶铝硅酸盐(BSAS, l-xBaO-xSrO-Al2O3-2SiO2,0≤x≤1)面层代替YSZ 并在CMCs 和Mullite 之间添加Si 作为黏结层改善涂层系统的化学相容性，形成了Si/Mullite/BSAS 三层结构的第二代环境障涂层，如图2 所示。C.V. Cojocaru 等[13]对Si/mullite/BSAS 涂层体系在1300 ℃、90% H2O-10%Air(～3.5 cm/s)的水氧环境下进行165 h 和500 h腐蚀实验，结果显示BSAS 面层没有发生相变，SiC 基体无明显腐蚀迹象。虽然第二代EBC 已成功应用[14]，但其仍存在缺陷：一是BSAS 在高温下的挥发率较大，严重影响涂层长期服役寿命；二是在1300 ℃左右BSAS 会与SiO2反应生成低熔点的玻璃相使涂层结合力下降。为解决BSAS存在的不足，需要引入新型涂层材料体系。

图2 Si/mullite/BSAS 环境障涂层微观形貌，其中MI 为熔渗SiC/SiC 连续纤维增强材料[14]Fig.2 Microscopic morphology of Si/mullite/BSAS environmental barrier coating, where MI is fusion infiltrated SiC/SiC continuous fiber reinforced material[14]

3 稀土硅酸盐环境障涂层

Mullite、BSAS 和两者组成的复合材料存在着涂层材料挥发、最高使用温度达不到预期等问题，而航空发动机追求高推重比的发展趋势要求更高的EBC 服役温度。不同于前两代环境障涂层主要考虑耐水氧腐蚀，航空发动机的服役工况要求新一代环境障涂层对钙镁铝硅酸盐(CaO-MgOAl2O3-SiO2, CMAS) 熔盐腐蚀也应有出色的防护能力。

在众多备选材料中，稀土硅酸盐(Rare-Earth silicates, RE silicates )被认为是最具有潜力的第三代环境障涂层面层材料。研究人员将BSAS 替换为RE silicates 开发了新一代Si/mullite/RE silicates环境障涂层体系，其典型结构如图3 所示。

图3 稀土硅酸盐环境障涂层的典型结构：(a) Si/Mullite/YbDS EBC 体系； (b) 其对应的物理模型[15]Fig.3 Typical structures of rare earth silicate environmental barrier coatings:(a) Si/Mullite/YbDS EBC system; (b) physical model[15]

3.1 稀土硅酸盐

稀土硅酸盐种类繁多，并非所有体系都 能 应 用 于EBC。 二 元RE2O3-SiO2体 系 以RE2O3:SiO2=1:1、1:2、7:9 较为常见，即RE2SiO5（稀土单硅酸盐）和RE2Si2O7（稀土双硅酸盐）。所有的稀土元素都可以生成磷灰石型的RE9.33(SiO4)6O2(RE2O3:SiO2=7:9)[16]。

稀土单硅酸盐的晶胞可以分为两种单斜结构。以Tb3+半径为临界值，在RE=La, Ce, Pr, Nd, Sm,Eu, Tb, Gd 时，RE2SiO5的晶胞为X1 型单斜（记为X1-RE2SiO5，如图4(a)所示）；在RE=Dy, Ho,Er, Tm, Yb, Lu 时，RE2SiO5的晶胞为X2 型单斜（图4(b)），记为X2-RE2SiO5。稀土单硅酸盐的研究结果[17]显示：X1-RE2SiO5相在1300 ℃以上高温的环境存在时，相稳定性不足容易发生晶型改变，不适合作为EBC 材料；X2-RE2SiO5相有更低的热膨胀系数、热导率和优良的高温相稳定性，满足作为EBC 材料的基本要求。

图4 稀土单硅酸盐的晶体结构：(a) X1-RE2SiO5; (b) X2-RE2SiO5[18]Fig.4 Crystal structures of RE monosilicates: (a) X1-RE2SiO5; (b) X2-RE2SiO5[18]

稀土双硅酸盐的晶胞包含7 种晶体结构，分别 为A、B(α)、C(β)、D(γ)、E(δ)、F、G， 如 图5 所示。除Yb2Si2O7、Lu2Si2O7以外，其余稀土双硅酸盐均为多晶化合物。对稀土双硅酸盐的研究[19]显示：稀土双硅酸盐结构复杂且稀土元素较重，因此热量传播时能减小声子的平均自由程，热导率较低；β 型Yb2Si2O7、β 型Lu2Si2O7和γ 型Y2Si2O7具有良好的相稳定性。

图5 RE2Si2O7 多形相的晶体结构[18]Fig 5 Crystal structures of polymorphs of RE2Si2O7[18]

3.2 稀土硅酸盐高温水氧腐蚀研究

在Elizabeth J. Opila 等[5-7]明晰SiO2与水蒸气的反应机理后，EBC 抗水氧腐蚀性研究进入快车 道。Kang N. Lee 等[20]使 用APS 技 术 在SiC/SiC CMCs 表面制备了以RE2SiO5(RE=Y, Er, Sc,Yb, Lu)为顶层的EBC，使用热重分析和热循环实验对涂层的热挥发性、抗水氧腐蚀性与结构稳定性进行了研究，并将结果与Si/Mullite+BSAS/BSAS 体系的EBC 进行对比。结果发现，以稀土硅酸盐为顶层的EBC 热挥发性均低于BSAS 体系，但由于反应装置中含有Al2O3，无法消除Al 元素的影响，因此无法比较抗水氧腐蚀性。在1300 ℃，90% H2O-10% O2下进行的以1 h 为单次循环时间的100 h 热循环实验中，稀土硅酸盐体系虽然产生了与BSAS 接近的裂纹，但提供了远超后者的使用寿命。这从实验上直接验证了稀土硅酸盐EBC 体系的良好性能。

Du 等[21]使用Si/Yb2Si2O7将SiCf/SiC 基体完全包裹以研究EBC 系统的失效机理。腐蚀环境设置为1300 ℃、50% H2O-50% O2，时间160 h。实验显示在腐蚀前后面层中均有Yb2SiO5存在，腐蚀后Yb2Si2O7的含量上升。这是Si 黏结层在有氧环境下生成的SiO2与Yb2SiO5反应，生成新的Yb2Si2O7。横截面的SEM 照片（图6(a)）显示在80 h 的腐蚀后面层中出现了明显纵向贯穿裂纹；涂层剥落区SEM 照片（图6(b)、(c)）显示在经过腐蚀后面层与黏结层间出现了横向裂纹且随着腐蚀时间的延长开裂情况加剧。最终可以构建出EBC 失效的过程：涂层成分的动态变化加剧了CTE 失配产生的热应力，面层出现纵向贯穿裂纹后腐蚀介质与涂层内部接触，在与黏结层反应后产生横向裂纹，最终导致了涂层剥落。这项研究有力说明了在水氧腐蚀下涂层成分对涂层寿命的巨大影响，为涂层选材提供了发展思路。

图6 (a)80 小时腐蚀后的纵向贯穿裂纹；(b)80 小时腐蚀后层间横向裂纹；(c)160 小时腐蚀后层间横向裂纹[21]Fig 6 (a) Longitudinal penetrating crack (mud crack) after 80h corrosion;(b) inter-layer transverse cracks after 80h corrosion; (c) inter-layer transverse cracks after 160h corrosion

在理论计算分析上，Wang 等[22]使用基于第一性原理的马利肯布居数分析(Mulliken's population analysis) 对RE2Si2O7(RE=Y, Sc, Yb, Lu)四种稀土双硅酸盐中的Si-O 键长度和布居数进行了理论计算，结果表明Si-O 键的强弱决定了抗高温水氧腐蚀性能的强弱，Si-O 键越强抗高温水氧腐蚀性能越好。由计算得出的性能强弱顺序为：Yb>Sc>Y>Lu，这与实验的结果相吻合。

但对稀土硅酸盐EBC 抗水氧腐蚀性的研究还不透彻，目前EBC 会无法避免地出现贯穿涂层的纵向裂纹，在发动机工况下这些裂纹将为腐蚀介质直接接触CMCs 基体提供通道；涂层的片状结构决定了其物理性质[23,24]与块体材料有所区别，但目前对涂层物理性质的研究较少，结构对功能的决定作用还不明晰。因此稀土硅酸盐涂层体系还需进一步加强应用研究和理论体系构建。

3.3 稀土硅酸盐CMAS 腐蚀研究

CMAS 是 以CaO、MgO、Al2O3、SiO2为 主要成分的硅酸盐沉积物，其来源主要有火山喷发[25]、沙尘扬尘[26,27]、化石燃料燃烧[28]。在发动机启动时的低温环境中，CMAS 对涂层表面形成物理冲刷；在发动机平稳工作的高温环境中，CMAS 熔融并附着在叶片表面形成玻璃态物质。熔融形态的CMAS 通过涂层的裂纹浸入内部并与涂层反应，降低涂层保护效能；且CMAS 的热膨胀系数与涂层相差很大，容易引起涂层剥离。

Liu 等[29]对稀土双硅酸盐与CMAS 的反应进行了广泛研究，其使用7 种RE2Si2O7(RE=Yb,Lu, La, Gd, Eu, Sc, Y)和CMAS 反应，结果显示，RE2Si2O7可以在1250 ℃～1350 ℃的温度范围内与CMAS 反应。CMAS 能渗入Yb、Lu、La、Eu 和Gd 的双硅酸盐中，而Sc2Si2O7和Y2Si2O7的反应区停留在界面处。

Tian 等[30]在 对γ-Y2Si2O7、β-Yb2Si2O7和β-Lu2Si2O7在1300 ℃、1500 ℃下进行了50 h 的CMAS 熔盐腐蚀试验中发现腐蚀行为除了受到稀土元素的影响外还受到温度的影响，温度越高腐蚀速率越快。在1300 ℃时，RE2Si2O7倾向于和CMAS 反应生成磷灰石相，但不同稀土元素的反应行为稍有不同；在1500 ℃时，RE2Si2O7倾向于溶解到CMAS 中并渗入到晶界中，使晶界稳定性降低，引起开裂。

Daniel 等[31]对不同孔隙率的EBC 面层耐CMAS 熔盐腐蚀性能进行了研究。其使用APS制备了高孔隙率(～20%)和低孔隙率(＜3%)的Yb2Si2O7独立涂层，如图7 所示。独立涂层即排除了Yb2Si2O7与Si 黏结层或SiC 基体的相互作用。在1350 ℃的空气中暴露于CMAS 下1 h 和48 h后发现1 h 后CMAS 在高孔隙率的涂层中渗透更快，但在长时间的暴露下证明大孔隙率仅在初期帮助渗透，在中后期主要通过晶界扩散。涂层中存在的少量Yb2SiO5是阻碍CMAS 进一步腐蚀的关键成分。因此不论孔隙率小的EBC 还是孔隙率较大的可磨耗涂层都可以抵抗CMAS 熔盐腐蚀。

图7 不同孔隙率面层与CMAS 反应示意图[31]Fig 7 Schematic of the CMAS attack dense coatings (top) and porous coatings (bottom)[31]

Stokes 等[32]从理论计算角度对稀土双硅酸盐阳离子尺寸对涂层耐CMAS 熔盐腐蚀性的影响进行了研究。结果发现：RE2Si2O7与CMAS 反应产生的磷灰石相的稳定性与稀土阳离子半径的大小有关，CMAS 中CaO 与SiO2的比值越大、稀土阳离子的半径越大，RE2Si2O7与CMAS 反应越剧烈。

4 环境障涂层的发展展望

第三代稀土硅酸盐环境障涂层体系展现出的优良耐水氧腐蚀性、耐CMAS 熔盐腐蚀性、低的CTE 等特点使其成为如今研究的重点。目前对稀土硅酸盐涂层体系的认识不足，本代涂层体系仍未定型，研究呈现“多路并举”的态势。着眼于未来航空发动机的推重比将向着8-10 或更高的发展趋势，研究人员已经着手解决第三代涂层体系存在的问题并对下一代环境障涂层展开预研，现今已提出了许多新的设计思路。

4.1 自愈合材料

EBC 追求各层的致密性与各层之间良好的相容性，但在涂层应变容限度较低的情况下，热循环中产生的热应力会导致涂层出现贯穿的纵向裂纹，这些裂纹是水蒸气等腐蚀性介质在涂层中的扩散的快速通道。如何减少裂纹生成、降低涂层中的裂纹密度从而延长EBC 的服役寿命成为目前研究的热点问题，使得裂纹“自愈合”的材料体系成为当前的一个研究方向。

自愈合行为的研究始于上世纪八九十年代，目前有较多报道的是在硅酸盐中添加SiC 形成复合 材 料。2017 年，Kunz 和Klemm[33]开 发 了 一种Yb2SiO5-SiC 自愈复合材料；同时，Son Thanh Nguyen 等[34]对Yb2Si2O7-SiC 进行了研究，其后续[35]使用热压烧结法制备了Yb2Si2O7-Yb2SiO5-SiC 复合材料。这些材料一方面通过SiC 氧化生成SiO2产生的体积膨胀挤压裂纹，另一方面利用SiO2可与Yb2SiO5反应生成Yb2Si2O7来抑制裂纹的生成。Toshio Osada 等[36]在2020 年提出“通过氧化行为诱导含有愈合剂(healing agent, HA)的复合材料自愈表面裂纹以恢复材料强度”的动力学理论，并给出了桥联模型(bridging model)和尖端-入口填充模型(tip-to-mouth filling model)，进一步完善了SiC 作为愈合剂的理论基础。Ahmet Hilmi Paksoy[37]设计了一种Yb2SiO5-Yb2Si2O7复合材料，对其烧结行为进行研究后发现添加Yb2SiO5能够降低Yb2Si2O7晶粒长大速率。在样品上预制压痕后烧结，含有22 wt.% Yb2SiO5样品表现出了自愈合行为，这说明在不含有的SiC 的材料体系中通过微观热应力也可以实现裂纹的自愈，这对保持材料成分一致性提供了研究思路。

Zwaag、Sloof 等[38]在2009 年综合介绍了常见材料体系的自愈合行为。其中，陶瓷涂层“自愈合TBC”，即在氧化钇部分稳定氧化锆(YPSZ)中嵌入二硅化钼(MoSi2)。在1000 ℃(1273 K)以上MoSi2的表面会氧化生成SiO2，利用SiO2的高温流动性填补裂缝。Yuan 等[39]将MoSi2与EBC涂层材料结合，使用等离子体烧结技术制备了不同质量分数的Yb2Si2O7-Yb2SiO5-MoSi2复合材料并烧结成盘状，而后在表面引入维氏压痕裂纹，在1100 ℃、1300 ℃下退火0.5 h 后检查裂纹情况。结果显示15 wt.%MoSi2的样品在1300 ℃下裂纹完全愈合。

4.2 黏结层材料

为了增强涂层与CMCs 的附着力、缓解涂层和基体之间的热失配，通常会在功能层和基体之间增加黏结层。黏结层在氧化环境中会生成保护性的热生长氧化物(Thermally Grown Oxide,TGO)。目前EBC 系统中常用的黏结层是Si，在高温有氧环境下会生成致密的SiO2层并形成一个氧的耗尽区。致密SiO2层能够很好的阻碍氧、水蒸气等腐蚀环境对基体的进一步侵蚀。但Yutaro Arai 的报道[40]显示非晶态的SiO2在热循环中结晶生成β 相方石英，当温度下降至220 ℃后β 相转变为α 相，温度升高则相反，在循环过程中产生的体积变化严重改变了TGO 层的结构，使裂纹密度增加，进而导致涂层分层脱落。且随着EBC期望服役温度接近甚至超过Si 的熔点(1414 ℃)，Si黏结层已不能很好的满足EBC 发展需求。因此，新型EBC 需要更高熔点、抗腐蚀性能更好的黏结层。

目前的提出的研究思路是对单质Si 层进行复合，期望在涂层冷却时黏结层不发生相变且能生成与Si 的CTE 匹配良好的致密TGO。Zhu 提出使用含有HfO2的Si 复合涂层取代传统单质Si[41,42]。单斜HfO2在1750 ℃才会发生向四方相的转变，这远高于目前EBC 的期望服役温度且HfO2可与SiO2反应生成HfSiO4，最终形成SiO2-HfSiO4-HfO2的结构，可以提高黏结层服役温度到Si 熔点之上。Jeroen A. Deijkers 等[43]研究了SiO2与HfO2反应，结果显示HfO2的加入使氧化生成的SiO2动态转化为HfSiO4，降低了SiO2层的厚度进而降低SiO2相变对涂层系统带来的影响。

但HfO2-Si 体系也存在不足。Bryan J.Harder[44]的实验发现Si-HfO2在1371 ℃、100 h的空气中Si 被完全氧化，在水蒸气中氧化速率更快。虽然Si-HfO2相比传统Si 层能够在更高的温度下服役，但也带来了高氧化速率的问题，需要进一步改进。

除HfO2外，其他元素也被用于Si的掺杂改性。Hiroki Morigayama 提出[45]使用Yb-Si 合金替代传统单质Si，在Yb-Si 合金的基础上，他使用热力学设计软件Factsage 7.3 设计了一种Yb-Gd-Si 三元合金并使用电弧熔炼技术制备了Yb: Gd: Si=25:18: 57 和19: 23: 58 at%的两种稳态合金，在1200℃的空气环境中进行1 h、2 h、4 h 和8 h 的氧化试验，结果显示Gd 的加入能够阻止Yb-Si 合金中共晶相的产生；同时，在加入Gd 后三元合金表面形成了连续的“鳞片状”薄层，有效阻止了氧的渗透。相比传统黏结层，Yb-Gd-Si 三元合金层的承温能力更强，抗氧化性能更优。

4.3 T/EBC 复合涂层

NASA 在2004 年提出了“热障涂层与环境障涂层结合”的发展路线[46]，计划使新一代涂层具备热障/环境障涂层(T/EBC)的全部特性并将服役温度提升至1650 ℃且有更好的相稳定性和抗热应力性。

Chen 等[47]使用等离子喷涂物理气相沉积(PSPVD)和大气等离子喷涂(APS)制备了(Gd0.9Yb0.1)2Zr2O7/Yb2SiO5/Si (GYbZ/YbMS/Si)涂层，其示意图如图8 所示。经过1300 ℃和1400 ℃、500 h 的静态氧化实验后发现GYbZ 层和YbMS 出现氧化现象但基体并未氧化；在1400 ℃下YbMS/Si 界面开裂；同时涂层系统中出现了大量的纵向裂纹。说明T/EBC 系统可以保护基体不受腐蚀，但在恶劣条件下的服役寿命不容乐观，还需要进一步研究以提高其服役寿命。

图8 GYbZ/YbMS/Si T/EBC 的示意图Fig.8 Schematic of GYbZ/YbMS/Si T/EBC

Li 等[48]的思路是将热化学稳定性高的LaMgAl11O19与抗水氧腐蚀性能好的Yb2SiO5结合，以Si 作为黏结层，使用APS 在SiCf/SiC 基体上制备LaMgAl11O19/Yb2SiO5/Si 三层T/EBC 系统。在1300 ℃、90% H2O-10% O2的环境中腐蚀300 h 后的结果显示在SiCf/SiC 基体边缘部位由于残余应力的释放引起了涂层脱落，其余部位与基体结合良好；BSE 照片结合EDS 点分析发现LaMgAl11O19和Yb2SiO5不会因CTE 不匹配、热生长氧化物TGO 的形成及其相变的影响而出现涂层分层，无定形相的再结晶和晶粒生长还可帮助涂层中部分贯穿性裂纹和部分孔隙“愈合”。但涂层系统和TGO 层中的贯穿性裂纹和孔隙仍不可避免，需要通过改进热喷涂技术来制备更致密的涂层来克服。

4.4 其他

针对目前EBC 保护效能无法量化衡量的问题，Kenneth Kane 等[49]研究了Si 和SiC 在高温干燥环境和高温水蒸气环境下等温氧化生成SiO2的过程，通过测量增加的厚度计算出反应速率，并提出以此为基线衡量EBC 在不同环境中对基体的保护作用。Klemens Kelm 等[50]使用反应式磁控溅射技术以Y2Si2O7和Y2SiO5为原料在α-SiC上制备了一种薄层EBC 系统，如图9 所示，所得涂层总厚度仅为30～35 μm。这种涂层系统的所有界面均具有热化学稳定性，虽然不能很好的抵抗水氧腐蚀和CMAS 熔盐腐蚀，但其极大降低了涂层厚度，为未来涂层的复合提供了空间。

图9 只使用稀土硅酸盐设计的EBC 系统示意图[50]Fig.9 Schematic architecture of a purely RE-based EBC[50]

5 结论及展望

航空发动机高效率、高推重比的发展进程很大程度上依赖于新材料的开发与应用。传统镍基高温合金的服役温度已经接近上限，陶瓷基复合材料以其强度高、高温性能优良等特性成为替代目前高温合金的理想选项。为了防止陶瓷基复合材料在CMAS 熔盐腐蚀和高温水氧腐蚀下破坏失效，需要在其表面制备环境障涂层。经过60 余年的发展，环境障涂层从涂层化学组成到涂层制备工艺都有了长足进步，目前第二代EBC 系统已经应用。同时，针对现有涂层系统存在的不足，研究人员仍在进行不断探索，期望开发出性能更加优越的涂层体系。

在关注涂层性能提升的同时，也应看到目前的研究大多基于实验和经验法则，对腐蚀的机理尚不清晰且没有建立适当的模型来进行理论推导；黏结层材料的研究进展已经小幅落后于面层材料，可能将会成为涂层系统提高服役温度的瓶颈；在涂层发生损伤后没有无损检测的方法，现有方法均为破坏型检测且适应性较差，建立和环境障涂层相适应的性能检测标准和损伤探测手段十分关键。从多个角度推动新型环境障涂层工程化应用。