0. 引言

渦輪葉片作為航空發動機的關鍵組成部分，對材料的強度和耐高溫性能有著極高的要求。目前，渦前最高進氣溫度已經超過1650℃[1-2]，傳統鎳基高溫合金已達溫度極限，無法滿足使用要求。20世紀50年代，美國航空航天局率先提出了熱障涂層的概念。熱障涂層是一種具備特殊隔熱性能的涂層，通過隔熱作用有效降低金屬材料受熱損傷的程度，使金屬材料在高溫環境下持續工作。傳統的熱障涂層包含黏結層、熱增長氧化層和陶瓷層3層結構[3]：黏結層作為過渡層，主要作用是緩解金屬基體材料與陶瓷層材料因熱力學性能相差過大而產生的熱失配問題，常采用MCrAlY合金（其中M為鐵、鈷、鎳或NiCo）材料；熱增長氧化層是黏結層中的鋁元素在高溫下發生擴散氧化而形成的以Al2O3為主要成分的中間層；陶瓷層最為關鍵，為金屬基體材料提供過熱保護，需要具有良好的高溫化學穩定性和熱/力學性能。

目前，熱障涂層的陶瓷層材料主要包括ZrO2基陶瓷、稀土鋯酸鹽、稀土鋁酸鹽、稀土鉭酸鹽、稀土鈮酸鹽、鈣鈦礦等，這些陶瓷材料因晶體結構不同而表現出不同的熱/力學性能。隨著發動機工作溫度的不斷升高，熱障涂層陶瓷層材料在熱導率、熱膨脹系數和斷裂韌度等維度面臨著更嚴苛的要求。在此背景下，各種稀土摻雜的陶瓷材料以及高熵陶瓷材料因具有低熱導率而得到了關注，但這些材料同時存在斷裂韌性較低的問題。為了明確不同熱障涂層陶瓷層材料的優勢和局限性，給相關領域研究人員在特定應用場景下選材提供參考，同時為材料性能的提升提供方向，作者綜述了熱障涂層陶瓷層材料的微觀結構及性能提升研究進展，總結和對比了其制備方法，指出了熱障涂層陶瓷層未來研究方向。

1. 熱障涂層陶瓷層材料

1.1 ZrO2基陶瓷

ZrO2基陶瓷是應用最廣泛的熱障涂層陶瓷層材料，其熔點高達2680℃，具有與高溫合金基體相近的熱力學性能以及高斷裂韌性和良好耐沖蝕性，廣泛應用于燃氣渦輪發動機的葉片和燃燒室內高溫鎳基合金部件上。ZrO2隨溫度升高依次發生如下相變[4]：當溫度高于1170℃時單斜相（m-ZrO2）發生相轉變形成四方相（t-ZrO2），當溫度升高至2370℃時，四方相轉變為立方相（c-ZrO2）。單斜相向四方相轉變時發生體積收縮（總幅度約為4%），反之體積膨脹。體積的變化會引發內應力，導致裂紋萌生，最終使涂層開裂和剝落。

通過摻雜不同半徑或價態的陽離子使ZrO2晶格發生畸變或在ZrO2晶格中引入氧空位，可以增強ZrO2的穩定性，防止相變的發生，同時還可以改善其熱/力學性能，延長服役壽命[5]。陽離子通常以化合物的形式引入ZrO2中，這些化合物被稱為穩定劑。常用的穩定劑包括MgO、Y2O3和CeO2等，其中應用最廣的是Y2O3。在ZrO2中固溶Y2O3后，Y3+置換Zr4+會因尺寸差異導致ZrO2晶格畸變，從而改變ZrO2的相變溫度和相變行為，同時還會產生氧空位，使得高溫四方相可以保留到室溫。Y2O3穩定ZrO2（YSZ）陶瓷是目前應用最廣泛的熱障涂層陶瓷層材料，具有優異化學穩定性、高熔點、高孔隙率和低熱導率，表現出良好的高溫隔熱性能，厚度在0.2~0.4mm便能使金屬部件表面溫度降低100~150℃。但是，高溫噴涂的快速冷卻過程會使YSZ陶瓷中產生非平衡四方相（t'-ZrO2），當溫度超過1200℃時，t'-ZrO2會向c-ZrO2和m-ZrO2轉變，伴隨著體積變化而引發裂紋。這些裂紋不僅會削弱涂層的隔熱性能，還會為氧氣和高溫熔融的腐蝕物提供滲透路徑，加劇涂層內部的腐蝕。此外，溫度超過1400℃時YSZ陶瓷會進一步燒結致密，導致孔隙率降低，聲子散射作用減弱以及熱導率提高，最終導致涂層的隔熱性能降低[6-7]。因此，YSZ陶瓷的使用溫度一般在1200℃以下。但是目前，航空發動機渦輪葉片的溫度高達1700℃，YSZ陶瓷無法滿足該服役要求，需要進一步進行改性處理。

研究[8]發現，將Gd2O3、CeO2等稀土氧化物添加到YSZ陶瓷中，可以有效抑制c-ZrO2或t-ZrO2向m-ZrO2的相轉變，提高YSZ陶瓷涂層的相穩定性。這主要是因為稀土元素的離子半徑與Zr4+半徑不同，這種差異會引起晶格畸變，增加ZrO2相變需要的能量，從而抑制或減緩其相變。同時，晶格畸變會干擾聲子的傳播，導致聲子散射增加，而聲子是熱能的主要載體，因此熱導率降低。AHMADI-PIDANI等[9]制備了具有四方相的25%CeO2-2.5%Y2O3-ZrO2（質量分數）陶瓷涂層，發現摻雜CeO2不僅提高了涂層的穩定性，還延長了其壽命。WANG等[10]采用大氣等離子噴涂法制備了2%Gd2O3-4.5%Y2O3-ZrO2（物質的量分數）陶瓷涂層，該涂層在室溫下的熱導率為1.042W·m−1·K−1，在900℃時降至0.894W·m−1·K−1。這是因為Gd2O3稀土氧化物具有弱共價鍵，溫度升高時這種弱共價鍵的存在使得晶格振動減弱，從而使熱導率變小。王鵬程等[11]指出，半徑較大的稀土元素會引起更大的晶格畸變，且晶格畸變程度隨稀土氧化物摻雜量的增加先增大后趨于穩定。添加與鋯原子存在較大質量差和離子半徑差的元素能夠增大ZrO2晶格振動的非諧性，從而提高聲子散射率，降低熱導率。王森源等[12]通過引入比鋯原子質量和離子半徑更大的釓和?鐿，顯著提高了聲子散射率，制備的5Gd2O3-6Yb2O3-10YSZ（質量分數/%）陶瓷材料在1000℃時的熱導率達到1.51W·m−1·K−1，當溫度升至1200℃時熱膨脹系數為11.25×10−6K−1，在1500℃以下未發生相變，在1600℃時仍能保持穩定的高溫立方相，表現出良好的高溫穩定性。SHEN等[13]研究發現，摻雜稀土元素鉺提高了聲子散射率，同時引發了晶格畸變，在這兩種因素的共同作用下，4%Y-4%Er-ZrO2（物質的量分數）陶瓷涂層在1200℃時的熱導率比YSZ陶瓷涂層約低40%。RAUF等[14]研究發現，摻雜鑭元素制備的YSZ陶瓷涂層呈納米四方相結構，未發現m-ZrO2和La2O3相的存在，該涂層在900℃時的熱導率為0.839W·m−1·K−1。低熱導率的獲得主要歸因于稀土鑭元素摻雜和納米結構引起的晶界散射，這一發現為改進熱障涂層的性能提供了新的研究思路。相較于單一稀土氧化物，添加兩種或更多的稀土氧化物可以進一步降低熱導率。WEI等[15]向YSZ陶瓷中同時添加CeO2和Sc2O3稀土氧化物，所得材料在1000℃時的熱導率相比YSZ陶瓷降低約23%。這主要是因為引入多種稀土元素產生了更加復雜的多重晶格畸變，導致晶格的熱振動頻率進一步降低。

綜上，摻雜稀土元素能夠抑制ZrO2相變，提高相穩定性，降低熱導率，提升高溫穩定性，但存在高溫下易萌生裂紋、燒結后會降低隔熱性能等不足。目前，關于稀土摻雜對ZrO2基陶瓷熱膨脹系數和斷裂韌性等影響的研究仍然較少。

1.2 鑭系稀土鋯酸鹽

鑭系稀土鋯酸鹽RE2Zr2O7（RE為稀土元素）是一種A2B2O7型化合物，當RE為鑭、鈰、鐠、釤時，其與鋯離子的半徑比值在1.46~1.78，RE2Zr2O7形成燒綠石結構，當RE為鋱、鏑、鈥、鉺、銩、鐿時，離子半徑比值小于1.46，形成缺陷螢石結構。燒綠石結構和缺陷螢石結構均屬于高度復雜的晶體結構，均存在高濃度的氧空位以及較重的稀土離子，能有效降低氧離子的遷移阻力，增強聲子散射，從而降低材料的熱導率。但是，燒綠石結構的氧空位有序地位于8a位置，有序化程度高，而缺陷螢石結構氧空位則是隨機分布的，有序化程度相對低[16]。謝敏等[17]研究發現，Sm2Zr2O7在700℃時的熱導率僅為1.5W·m−1·K−1，同時其相穩定性良好，即使在2000℃高溫下仍保持穩定的燒綠石結構，抗高溫燒結性能優異。在鑭系元素位和鋯位進行多種稀土元素摻雜可以進一步降低稀土鋯酸鹽的熱導率，例如：在La2Zr2O7中摻雜質量分數為30%的釓可以將熱導率降至0.9W·m−1·K−1；在Sm2Zr2O7中摻雜物質的量分數為17%~33%的鐿，該化合物會從燒綠石結構向缺陷螢石結構轉變，熱導率進一步降低。La2Zr2O7在室溫至熔點的溫度范圍內都能穩定保持燒綠石結構，高溫穩定性能優異。具有燒綠石結構的稀土鋯酸鹽的熱膨脹系數偏低，與黏結層的適配性差，斷裂韌性低于Y2O3質量分數為8%的YSZ（8YSZ）陶瓷，且高溫熱循環壽命短。改善稀土鋯酸鹽的力學性能以提高其結合強度和使用壽命將是未來的研究方向。

1.3 稀土鋁酸鹽

當RE為鑭、釓、銪、镥、釹、鋱、鉺、鏑等時，稀土鋁酸鹽RE4Al2O9具有熔點高、熱導率低、力學性能良好等特點。在RE4Al2O9晶體結構中，鋁原子與氧原子結合形成AlO4四面體結構，稀土原子則與氧原子形成八面體或十面體結構[18]。RE—O多面體結構的剛性相對較弱，導致散射聲子量增加，聲子平均自由程減小，從而降低了熱導率。此外，RE4Al2O9復雜的晶體結構和成鍵方式導致其結構混亂度增大，進一步提高了聲子在傳輸過程的散射難度，從而降低了熱導率。研究[19-20]發現，Yb4Al2O9和Y4Al2O9在不同溫度下的最小熱導率分別為0.78，1.13W·m−1·K−1，熱膨脹系數分別為6.27×10−6，7.51×10−6K−1。在1377℃時Yb4Al2O9單斜相會發生結構相變[21-22]，當其中的稀土元素替換為釓、鏑時也會發生類似的相變，但轉變溫度更低。若涂層的服役溫度區間包含相變溫度點，那么由高溫相變引起的體積變化會導致涂層開裂失效。因此，提高RE4Al2O9的高溫相穩定性將是重要的研究方向。

磁鉛石型稀土鋁酸鹽REMAl11O19（RE為釓、鑭、鈰、釹、釤；M為鎂、錳、鈷、鎳）呈現出六方相與立方相混合的結構形式，物理性能也呈現各向異性，在不超過1400℃的溫度下可以長期保持穩定，不發生相變。LaMgAl11O19化合物在2000℃高溫下無相變發生，表現出優異的高溫穩定性，這是因為La3+占據了密排六方結構的氧原子位置，產生的空穴量極少，從而有效抑制了氧離子的擴散。當溫度超過1100℃時，LaMgAl11O19的抗燒結能力更強，熱導率也比YSZ陶瓷更低，具有更廣闊的應用前景[23]。ZHANG等[24]研究發現，REMgAl11O19（其中RE為鑭、釤、釹和釓）的抗熱震性能普遍強于8YSZ陶瓷，并且隨著孔隙率提高進一步增強。WANG等[25]在LaMgAl11O19中摻雜不同含量的釹制備了La1−xNdxMgAl11O19（x=0，0.1，0.2，物質的量分數/%），在室溫到1200℃范圍內，其熱導率介于2.62~3.87W·m−1·K−1，當x=0.2時在1200℃下的熱膨脹系數提高到8.58×10−6K−1。

綜上所述，相較于RE4Al2O9，磁鉛石型稀土鋁酸鹽REMAl11O19具有更優異的相穩定性以及更強的抗熱震能力，但是其熱導率相對較高，熱膨脹系數低于YSZ陶瓷材料。未來應聚焦于研究具有低熱導率、較高熱膨脹系數和優異高溫相穩定性的稀土鋁酸鹽。

1.4 稀土鉭酸鹽

稀土鉭酸鹽常見的形式有RETaO4和RETa3O9。RETaO4（RE為釔、鈧和鑭系元素）的熱導率約為1.0W·m−1·K−1，熱膨脹系數在1200℃時約為11×10−6K−1，力學性能優異，近年來作為熱障涂層陶瓷層材料得到廣泛研究[26-28]，穩定使用溫度可達1800℃。RETaO4內部具有鐵彈疇結構，在由高溫四方相轉化成低溫鐵彈單斜相時相鄰晶粒會發生一定角度的轉動，使得低溫鐵彈單斜相的方向各異，在外力的作用下這些鐵彈疇的取向會再次變化。這種疇結構演變使得材料在相變時能夠通過疇壁運動和疇轉向來調節內部應力場。在高溫相變過程中，內部應力發生重新分布，有助于吸收和耗散能量，因此RETaO4在高溫下表現出良好的斷裂韌性[29-30]，有望成為下一代熱障涂層陶瓷層材料。

RETaO4具有非氧離子缺陷型特征，在純凈的RETaO4陶瓷中，熱導率受點缺陷散射的影響可以忽略。當晶粒尺寸和聲子平均自由程尺寸相近時，晶界散射對聲子平均自由程的影響才會顯著。RETaO4的晶粒尺寸（主要在微米尺度）遠大于聲子平均自由程，因此晶界散射對熱導率的影響可以忽略。本征聲子散射是導致RETaO4低熱導率的主要原因，這歸因于晶格非簡諧振動，這種振動對溫度的依賴程度非常明顯。隨著溫度的升高，非簡諧振動變得更加劇烈，聲子間的散射效應增強，因此RETaO4的熱導率進一步降低。

RETaO4的非氧離子缺陷特征使得其具有優良的阻氧能力，能夠有效地保護金屬黏結層免受氧化，從而延長涂層壽命。YTaO4陶瓷在經歷（1426±7）℃以上的高溫時，會出現四方相和單斜相轉變，這種轉變是鐵彈相變，不會發生因相變導致體積差異過大而引發的涂層失效問題[31-32]。宗若菲等[2]研究發現，高溫下RETaO4（RE為釹、銪、釓、鐿、镥、鉺、鏑）的熱導率明顯低于YSZ陶瓷，這主要歸因于稀土離子的摻雜導致晶格發生畸變，顯著增強了聲子散射，并加劇了晶格振動的非簡諧性。

RETa3O9也是一種常見的稀土鉭酸鹽形式，其中RE常選擇鑭系元素。研究發現，LaTa3O9在溫度超過1000K時的熱導率與Y2O3質量分數為7%的YSZ（7YSZ）陶瓷相近，這是因為高溫下的熱導率主要由本征散射主導。LaTa3O9的熱膨脹系數明顯低于7YSZ陶瓷，尤其在1200K下，其熱膨脹系數（3.93×10−6K−1）比7YSZ陶瓷（11.04×10−6K−1）低50%[33]，而7YSZ陶瓷與黏結層能較好適配，這意味著若選擇LaTa3O9作為陶瓷層材料，會與黏結層產生較大的熱失配應力。NdTa3O9和GdTa3O9的熱導率均低于LaTa3O9，這與TaO6的八面體結構波動有關。NdTa3O9的熱膨脹系數在溫度高于800K時變化明顯，GdTa3O9變化不明顯，但GdTa3O9具有與NdTa3O9相似的結構，在溫度高于1000K時可能發生與NdTa3O9類似的相變，導致熱膨脹系數變化明顯。YbTa3O9的熱導率比LaTa3O9降低了約40%，熱膨脹系數與GdTa3O9相近，推測是鐿抑制了TaO6的結構波動，使得晶界散射在熱傳導過程中占據了主導地位[34]。

稀土鉭酸鹽的熱導率低于YSZ陶瓷，而多組元稀土鉭酸鹽的熱導率明顯低于單組元稀土鉭酸鹽。通過深入研究多元稀土鉭酸鹽，有望開發出更低熱導率的陶瓷材料，但稀土鉭酸鹽的斷裂韌性低等問題也需要進一步研究。

1.5 稀土鈮酸鹽

稀土鈮酸鹽因其價格較鉭酸鹽更低而受到廣泛關注。常用于熱障涂層陶瓷層的稀土鈮酸鹽主要有RENbO4和RE3NbO7兩種形式。RE3NbO7的晶體結構與稀土元素離子半徑相關：當稀土元素為離子半徑較小的鏑、鈥、鉺、銩、鐿、镥和釔時，陶瓷呈無序的立方螢石結構；當稀土元素為離子半徑較大的釤、銪、釓時，陶瓷呈有序的正交韋伯石型結構，氧離子占據著一定的維科夫位置。氧空位濃度較高會產生較強的聲子散射，從而降低陶瓷材料的熱導率。通過提高結構的無序性，如引入點缺陷（即引入3~5種替代原子）等可以將熱導率降到理論最小值，但同時也增加了制備熱障涂層時確定材料配比的難度。此外，RE3NbO7（RE為鏑、釔、鉺、鐿）的斷裂韌度低于YSZ陶瓷，約為1.0MPa·m1/2[35]，作為陶瓷層材料使用時，其力學性能的持續改進是未來的研究方向之一。

化學式為RENbO4（RE為鑭系元素）的陶瓷材料具有鎂鋅礦型單斜相和白鎢礦型四方相兩種晶體結構，均由REO8十二面體和NbO4四面體組成，晶格畸變程度由多面體中RE離子與氧離子的距離以及鈮離子與氧離子的距離之比來表示；隨著RE離子半徑的增大，晶格畸變程度增大，導致缺陷散射增加，熱導率降低。張奕雄等[36]研究發現，（La0.2Ho0.2Er0.2Y0.2Yb0.2）NbO4單相單斜結構高熵陶瓷在相變溫度為686℃時的熱膨脹系數為11.19×10−6K−1，高于單相YNbO4在相變溫度為829℃時的熱膨脹系數（10.60×10−6K−1），在100℃時的熱導率為2.34W·m−1·K−1，低于單相YNbO4（3.12W·m−1·K−1），當溫度超過700℃時高溫熱輻射導致高熵鈮酸鹽的熱導率增加。RENbO4的熱膨脹系數在由單斜相向四方相轉化時達到最大，這是因為相變導致的晶體結構變化相較于稀土元素摻雜導致的晶格畸變更有利于提高熱膨脹系數。在熱膨脹系數出現突變的溫度附近，RENbO4會發生可逆的鐵彈相變，在這種相變過程中體積不發生變化，不會產生額外應力。RENbO4（RE為釹、釤、釓、鏑、鉺和鐿）具有鐵彈性特性，其內部的疇結構能夠吸收裂紋擴展中的能量，從而提高斷裂韌性。RENbO4的斷裂韌度高于多數熱障涂層陶瓷層材料，但低于通過相變抑制裂紋擴展和細化晶粒增加晶界來提高斷裂韌性的YSZ陶瓷材料。

除了稀土鈮酸鹽外，其他結構形式的鈮酸鹽也具有一定研究價值。李柏輝等[37]研究發現，ANb2O6（A為鈣、鎂、鈷、鎳）結構的鈮酸鹽表面晶粒大小均勻，晶界間有微小間隙，間隙的存在有利于熱導率的降低，在1200℃時該鈮酸鹽的熱導率最小值為1.59W·m−1·K−1，此時熱膨脹系數的最大值為9.1×10−6K−1，彈性模量在100~180GPa，低于YSZ陶瓷。鈮酸鹽具有低熱導率以及與金屬黏結層相近的熱膨脹系數，同時力學性能良好，被視為是一種具有潛力的熱障涂層陶瓷層材料[38]。

1.6 鈣鈦礦型氧化物

鈣鈦礦型氧化物ABO3的熱膨脹系數低（低于YSZ陶瓷），熔點高，熱導率低[39-42]，其晶體結構呈立方形態，A原子在立方結構的體心，B原子在頂點，與O原子形成穩定的BO3八面體結構。因A、B位元素豐富的可替換性，鈣鈦礦型氧化物的性能具有較大的可調控性，近年來受到廣泛關注。

LIU等[43]依據第一性原理，發現在典型鈣鈦礦ABO3（A為鍶、鋇；B為鈦、鉿、鋯）化合物中A—O鍵的強度比B—O鍵弱，這種化學鍵強度的不均勻性對鈣鈦礦氧化物熱/力學性能的各向異性影響顯著。ABO3鈣鈦礦型氧化物在室溫到1400℃時會發生明顯的相變，因此基于聲子導熱機理以及熱膨脹理論，通過引入原子來制備復合鈣鈦礦型氧化物成為有潛力的研究方向之一。

在已知氧化物中，Ba（Mg1/3Ta2/3）O3的熔點最高（3100℃），遠高于YSZ陶瓷和稀土鋯酸鹽、鋁酸鹽、鉭酸鹽等新型熱障涂層陶瓷層候選材料，在1200℃時具有與YSZ陶瓷相當的熱導率（2.5W·m−1·K−1），在200~1200℃時的熱膨脹系數在（9.5~11.5）×10−6K−1，與黏結層的匹配性良好，但是其斷裂韌度僅為0.7MPa·m1/2（僅為YSZ陶瓷的1/5）。Ba（Mg1/3Ta2/3）O3中的鎂極易揮發，在采用等離子噴涂法制備涂層的過程中會析出鉭酸鋇相（Ba3Ta5O15）第二相，該相熱膨脹系數低（6.5×10−6K−1），會引起較大的熱失配應力，使得Ba（Mg1/3Ta2/3）O3涂層在熱沖擊過程中過早開裂。JARLIGO等[44]通過優化大氣等離子噴涂參數來避免第二相的產生。曹毓鵬等[45]則用鋅替代鎂元素，通過大氣等離子噴涂制備出Ba（Zn1/3Ta2/3）O3涂層，該涂層具有單一的鈣鈦礦結構，未析出第二相，涂層內部結合緊密，呈現出良好的噴涂工藝適應性；該材料在室溫至1500℃內無相變，在1600℃煅燒48h不發生分解，表現出良好的高溫穩定性；在1200℃時的熱導率（僅為1.65W·m−1·K−1）低于傳統的YSZ陶瓷和Ba（Mg1/3Ta2/3）O3，在200~1400℃的平均熱膨脹系數達11.3×10–6K–1，與金屬黏結層形成良好的熱匹配。

鈣鈦礦型氧化物具有與金屬黏結層相近的熱膨脹系數，但其斷裂韌性低，對鈣鈦礦型氧化物進行力學性能的改進將對其應用具有極大的意義。

1.7 A6B2O17型陶瓷新材料

熵穩定的A6B2O17（A為鉿、鋯等；B為鉭、鈮、錫等）型陶瓷的熱導率在1.4~2.1W·m−1·K−1[46]。Hf6Ta2O17具有較高的熱穩定性，在1500℃時的熱導率為1.62W·m−1·K−1，低于8YSZ陶瓷[47]，但斷裂韌性相較于YSZ陶瓷更低，這在一定程度上限制了其應用范圍。Zr6Ta2O17具有良好的高溫穩定性，斷裂韌度可達3.15MPa·m1/2[48]，但與Hf6Ta2O17共同存在制備工藝要求和材料成本高的問題。WU等[49]研究發現，（Hf1/2Zr1/2）6（Ta2/3Nb1/3）2O17陶瓷由于具有適中的晶粒尺寸和低孔隙率，在高溫下仍具有優異的力學性能：當溫度從25℃升至1200℃時，其斷裂韌度從3.19MPa·m1/2僅微降至2.37MPa·m1/2，高溫下該陶瓷的晶格畸變和位錯增加，阻礙了裂紋的擴展，從而提升了斷裂韌性。A6B2O17型陶瓷具有較低的熱導率和優異的高溫穩定性，是極具應用潛力的新型陶瓷層材料，目前已經受到廣泛關注[50]。

2. 熱障涂層陶瓷層的制備方法

熱障涂層陶瓷層的制備方法對其微觀結構和熱/力學性能具有直接影響，持續改進制備工藝是熱障涂層發展的重要方向之一，目前最常用的制備方法是大氣等離子噴涂法和電子束-物理氣相沉積法[51]。

2.1 大氣等離子噴涂法

大氣等離子噴涂法是一種通過加熱等離子體氣體來熔融粉末顆粒，并將顆粒以一定速度撞擊基體表面，使其沉積形成片層狀涂層的技術[52]。該技術操作工藝簡單成熟，制備成本低，對涂層材料要求不高，沉積率高，因此應用廣泛[53]。YSZ陶瓷、稀土摻雜YSZ陶瓷、稀土鋯酸鹽、稀土鋁酸鹽、鈣鈦礦型氧化物等陶瓷涂層均可使用這種方法進行制備。在噴涂過程中，隨著噴涂速度和粉末進給速率的增大，涂層與基體的結合強度提高，但是粉末顆粒的熔融時間縮短，未能完全熔融的顆粒會增大涂層的孔隙率。雖然孔隙率提高有助于隔熱性能的提高，但是會降低抗熱震性能[54]，不利于涂層的使用壽命。噴槍與基材之間距離的增大則會降低粒子的能量，增大孔隙率，從而降低熱導率。在大氣等離子噴涂法制備涂層過程中，需要在等離子體流周圍引入氬氣等保護性氣體來抑制氧化。

2.2 電子束-物理氣相沉積法

電子束-物理氣相沉積法是一種在真空狀態下使用高能電子束轟擊陶瓷材料，使其氣化為氣相原子或分子并沉積到基材上形成涂層的技術，可用于制備YSZ陶瓷、稀土硅酸鹽、鈣鈦礦型氧化物等陶瓷涂層。與大氣等離子噴涂法（層狀結構涂層）相比，該方法制備的陶瓷涂層具有與涂層表面垂直的柱狀晶結構，與基體之間為冶金結合，結合強度更高，抗剝落能力更強，但是柱狀晶間的間隙會增大其熱導率，降低抗氧化性。牟仁德等[55]研究發現，不同電子束流下制備的YSZ陶瓷涂層均具有非平衡四方相結構，但涂層中的柱狀晶尖端結構會隨電流增大變得粗大，從而增大熱導率。王博等[56]研究發現，采用電子束-物理氣相沉積法制備YSZ陶瓷涂層的過程中，基體預熱溫度大于1000℃時，涂層柱狀晶結構明顯，隔熱性降低。電子束-物理氣相沉積法需要真空環境，設備復雜且成本高，工藝參數難以控制，涂層質量的穩定性不易保證。

除上述兩種制備方法外，還有對上述兩種方法進行改良或將二者結合的其他制備技術，如結合超低壓環境離子噴涂和物理氣相沉積的等離子物理氣相沉積技術[57]，以激光束作為高能熱源并對預制涂層重熔以獲得均勻微結構的激光熔覆與重熔技術[58]，以納米或微米尺度的涂層懸浮液取代涂層粉末顆粒的懸浮等離子噴涂技術[59]等。這些技術都能對涂層性能產生積極影響，但受成本、工藝復雜性等限制，尚未實現大規模工業應用。對制備工藝進行進一步的改良和研究在理論探索和工程應用方面具有重要意義。

3. 結束語

發動機渦輪葉片表面的熱障涂層陶瓷層材料大多具有較低的熱導率，但ZrO2基陶瓷材料存在高溫相變現象，鋯酸鹽、鋁酸鹽、鈣鈦礦型氧化物等陶瓷材料因熱膨脹系數較低，容易與黏結層產生熱失配應力而發生脫落。鉭酸鹽和鈮酸鹽與黏結層的熱膨脹系數相當，A6B2O17型陶瓷的高溫斷裂韌性良好，都具有較好的隔熱效果，是具有潛力的熱障涂層陶瓷層材料。但總體而言，陶瓷材料的斷裂韌性仍然較低，壽命較短，因此提高其斷裂韌性、延長使用壽命仍將是未來熱障涂層陶瓷層的主要研究方向。今后的研究可在以下方面重點展開：（1）深入研究稀土元素或稀土氧化物摻雜對ZrO2基陶瓷和鋯酸鹽斷裂韌性和熱膨脹系數以及ZrO2相穩定性的影響；（2）篩選具有特定化學組成的鋁酸鹽，通過稀土摻雜提高鋁酸鹽的熱膨脹系數，降低熱導率，同時提升高溫相穩定性；（3）通過稀土摻雜和控制晶粒尺寸等方法提高鈣鈦礦型氧化物陶瓷材料的斷裂韌性；（4）對現有制備工藝進行工藝參數（如噴涂速度、電子束電流等）調控和不同工藝融合等優化以制備長壽命、低成本且具有穩定性能的陶瓷涂層。

文章來源——材料與測試網