Si/(Yb1-xYx)2Si2O7/LaMgAl11O19热/环境障涂层的高温性能研究

毛传勇，董淑娟，蒋佳宁，邓龙辉，曹学强

(武汉理工大学硅酸盐建筑材料国家重点实验室，武汉 430070)

0 引 言

碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料(SiC fiber reinforced SiC ceramic composites, SiCf/SiC-CMCs)因密度低、强度高、高温抗氧化以及抗蠕变性能好等特性，可替代镍基高温合金作为高推重比航空发动机的热端部件材料[1-4]。然而，SiCf/SiC-CMCs在高温环境中易受水蒸气腐蚀，导致材料质量持续不断损失，服役寿命降低。为减缓SiCf/SiC-CMCs在高温水蒸气环境下的侵蚀退化，引入了环境障涂层(environmental barrier coatings, EBCs)[5-6]。然而，随着发动机涡轮前进口温度的不断提高，单层EBCs对SiCf/SiC-CMCs的防护效果难以满足技术要求。因此，在以SiCf/SiC-CMCs为代表的高温结构材料表面，发展了热障涂层(thermal barrier coatings, TBCs)和环境障涂层复合的热/环境障涂层(thermal/environmental barrier coatings, T/EBCs)体系[7]。

T/EBCs涂层是由具有高熔点、低热导率、良好化学稳定性的表层与具有良好耐高温环境腐蚀性且与SiCf/SiC-CMCs热膨胀系数(cofficient of thermal expansion, CTE)相匹配的内层组成的多层复合体系[7-9]。国内外研究学者[10-12]不断寻找热导率更低，抗CaO-MgO-Al2O3-SiO2(CMAS)腐蚀性能更好的材料作为T/EBCs复合体系的表层材料，如石榴石(Y3Al5O12)、稀土锆酸盐A2Zr2O7(A=La、Sm、Ce、Gd、Dy)、磁铅石(如LaMgAl11O19)等；SiO2挥发性(活性)更低的稀土硅酸盐用作T/EBCs复合体系的内层材料[10,13]。Chen等[11]研究发现，与单层Yb2Si2O7相比，La2Zr2O7/Yb2Si2O7复合体系表现出更好的抗高温氧化性能，且复合体系中裂纹偏转现象能在很大程度上避免贯穿型裂纹的形成，从而提高涂层的热循环寿命。Li等[12]研究发现，LaMgAl11O19/Yb2SiO5复合体系具有较好的致密性和抗水氧腐蚀性能(腐蚀300 h后涂层失效)。

LaMgAl11O19(LMA)具有低热导率(室温～1 000 ℃的导热系数为1.4～1.7 W·(m·℃)-1)、高抗烧结性(1 650 ℃保温16 h体积收缩1.9%)、较高的断裂韧性(断裂韧性为3.59 MPa·m1/2)和良好的热稳定性(1 600 ℃相稳定不变)，可以满足涂层高温服役要求[14-15]，可作为T/EBCs体系的表层材料。稀土硅酸盐具有良好的高温相稳定性、低热导率以及与SiCf/SiC-CMCs相近的CTE，可作为T/EBCs体系的底层材料，对基体材料起保护作用[16-17]。其中，Yb2Si2O7在不同温度区间具有单一β相，且与SiCf/SiC-CMCs具有非常接近的CTE，但在与CMAS相互作用过程中易膨胀开裂，降低了服役寿命[18]；Y2Si2O7能与CMAS反应生成Y-Ca-Si磷灰石层，阻止CMAS的进一步渗透腐蚀[19]，但Y2Si2O7具有多种结构晶型，合成单一相材料非常困难[20-21]。Turcer等[22]研究了不同Y含量的Yb(2-x)YxSi2O7(x=0、0.2、1和2)高温CMAS腐蚀行为，发现YbYSi2O7具备优异的高温相稳定性和抗CMAS腐蚀性能。目前并未发现YbYSi2O7的热循环性能和抗高温水氧腐蚀性能方面的报道。Si基层，一方面可以作为黏结层减缓涂层与SiCf/SiC-CMCs基体之间热膨胀失配，提高界面结合强度；另一方面可以充当牺牲层与进入涂层中的氧气形成SiO2保护层，阻碍氧气进一步渗透扩散到SiCf/SiC-CMCs基体[12]。因此，本文选用Si作为T/EBCs层的基层，YbYSi2O7作为中间层，LaMgAl11O19为表层，在SiCf/SiC-CMCs表面制备Si/YbYSi2O7/LaMgAl11O19T/EBCs复合体系，并与Si/Yb2Si2O7/LaMgAl11O19T/EBCs对比研究其热循环性能与抗水氧腐蚀性能。

1 实 验

1.1 原 料

试验所用原料如表1所示，通过高温固相反应合成所需的Yb2Si2O7、YbYSi2O7和LaMgAl11O19粉末，粉末分别经喷雾造粒并筛分获得可以直接用于等离子喷涂的粉末(粒径为35～125 μm)；所用商业化采购的石墨基体和SiCf/SiC-CMCs基体的密度分别约为1.752 g·cm-3和2.291 g·cm-3。

表1 试验所用原料Table 1 Raw materials for test

1.2 涂层制备工艺

试验采用大气等离子喷涂(atmospheric plasma spray, APS)法在石墨基体上制备约1 mm厚单层Yb2Si2O7涂层及YbYSi2O7涂层，经机械磨抛处理去除石墨基体获得无基体的涂层，用于测量材料的热膨胀系数；为了确保涂层中非晶相完全结晶，Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层在1 300 ℃下热处理8 h[23]。在SiCf/SiC-CMCs基体上制备两种硅酸盐组成的T/EBCs复合涂层体系。其中喷涂粉末粒径为35～125 μm，采用配备F4-MB喷枪的Sulzer Mecto Unicoat等离子喷涂系统制备涂层，等离子喷涂功率为32 kW，电流为475 A，等离子喷涂气体流量分别为Ar 35 L·min-1和H212 L·min-1，喷涂距离为100 mm。所制备的T/EBCs复合涂层体系由Si黏结层、Yb2Si2O7/YbYSi2O7层和LaMgAl11O19层组成，厚度分别为80～100 μm、150～200 μm、100～150 μm。以SiCf/SiC-CMCs为基体的两组T/EBCs涂层结构设计如下(按照自基体往上依次制备涂层顺序)：SiCf/SiC-Si-Yb2Si2O7-LMA(命名为SYbL)和SiCf/SiC-Si-YbYSi2O7-LMA(命名为SYbYL)。

1.3 高温热循环试验

将试样置于1 300 ℃的高温管式炉内保温55 min后取出，空冷5 min，以此为一个循环，重复这个循环过程，直至SiCf/SiC-CMCs表面的涂层剥落失效。涂层剥落面积达到涂层总面积的10%及以上时，认定为失效，此时涂层的热循环次数记作涂层的热循环寿命[24]。

1.4 材料表征

所有涂层均采用日本转靶X射线衍射仪(RU-200B/D/MAX-RB)进行物相结构分析，射线源为铜靶，额定功率为12 kW，扫描范围为10°～90°，扫描速度为8 (°)/min，步长为0.02°。采用热膨胀仪(DIL402C)测试热处理前后Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层在200～1 400 ℃时的热膨胀曲线，测试涂层样品尺寸为25 mm×5 mm×1 mm，升温速率为5 ℃/min，气氛为空气。利用扫描电子显微镜(FE-SEM，GUANTA FEG-450)对所需样品的微观形貌以及结构进行观察表征。

1.5 高温水氧腐蚀试验

采用由高温管式炉改装的自制水氧腐蚀设备，获得准静态模拟燃气环境(1 300 ℃、50%(体积分数)H2O、50%(体积分数)O2，常压)，分别测试了喷涂T/EBCs涂层和未涂覆涂层的SiCf/SiC-CMCs的抗水氧腐蚀性能[12]。使用电子天平分别称量腐蚀了0 h、10 h、20 h、50 h、80 h的试样的质量变化，当涂层表面的涂层发生开裂、剥落，并且剥落面积达到10%以上视作涂层失效，终止试验。

2 结果与讨论

2.1 Si/(Yb1-xYx)2Si2O7/LaMgAl11O19 T/EBCs的微观形貌分析

图1为SYbL和SYbYL两组T/EBCs涂层体系的截面微观形貌，可以看出两组T/EBCs体系中LMA陶瓷面层与EBCs中间层(见图1(a)和(d))，以及EBCs层与Si黏结层之间结合良好(见图1(b)和(e))。T/EBCs各层均具有典型的APS喷涂沉积特征，且含有微裂纹和孔洞等缺陷，这与喷涂过程中未熔化颗粒的低冲击动能、喷涂角度不同时造成的遮蔽效应以及熔融颗粒快速冷却凝固收缩导致的应力释放有关，以上因素均对涂层的服役寿命产生影响(见图1(c)和(f))[24]。

图1 T/EBCs涂层的截面形貌。(a)～(c) Si/Yb2Si2O7/LMA；(d)～(f) Si/YbYSi2O7/LMAFig.1 Cross-sectional morphologies of T/EBCs. (a)～(c) Si/Yb2Si2O7/LMA; (d)～(f) Si/YbYSi2O7/LMA

2.2 Si/(Yb1-xYx)2Si2O7/LaMgAl11O19 T/EBCs热循环性能分析

图2为热循环试验前后SYbL和SYbYL试样的宏观与微观形貌照片。从图2(a)、(e)中可以看出，热循环试验前SYbL和SYbYL涂层均与基体结合良好。图2(b)为SYbL热循环403次后的宏观形貌，图2(f)为SYbYL热循环277次后的宏观形貌，可以看出，SYbL和SYbYL涂层剥落的面积达到了涂层总面积的10%，停止试验。结合图2(c)、(g)可以看出，两种体系T/EBCs均从应力集中的涂层边缘逐步剥落，未剥落区域涂层表面也出现了较多的裂纹(见图2(d)、(h))。SYbL的平均热循环寿命为403次，而SYbYL的平均热循环寿命为277次。

图2 热循环试验前后T/EBCs试样的宏观与微观形貌Fig.2 Macro-morphologies and micro-morphologies of T/EBCs specimens before and after thermal cycle tests

图3为SYbL和SYbYL涂层热循环后的截面形貌照片。从图3(a)、(d)可以看出，两组T/EBCs热循环失效均主要发生在LMA-TBCs层和Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层之间，热循环后LMA-TBCs层和Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层之间均出现了横向裂纹(见图3(a)、(b)、(d)、(e))，两组T/EBCs涂层体系热循环失效可能是LMA-TBCs层和Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层之间CTE差异较大引起的热失配应力导致的。在热循环过程中，T/EBCs涂层中的热失配应力(δ0，MPa)与应变能释放速率G可以由式(1)、(2)估算[24]。

δ0≈Δα·ΔT/(1-ν)

(1)

(2)

式中：Δα为热膨胀系数的差值，10-6℃-1；ΔT为涂层与基体之间的温度差，℃；ν为涂层泊松比；H为涂层厚度，μm；E为弹性模量，GPa。从式(1)、式(2)可知，涂层之间较大的热膨胀系数差异会导致较大的热失配应力和应变能释放率[24]。

图3 热循环试验后T/EBCs试样的截面形貌。(a)～(c)Si/Yb2Si2O7/LMA；(d)～(f)Si/YbYSi2O7/LMAFig.3 Cross-sectional morphologies of T/EBCs specimens after thermal cycle tests. (a)～(c) Si/Yb2Si2O7/LMA； (d)～(f) Si/YbYSi2O7/LMA

图4为Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层的XRD谱。从图4(a)可以发现，喷涂态Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层中含有较多的非晶相，非晶相的存在会影响涂层的热膨胀系数[25]。从图4(b)可以看出，在1 300 ℃热处理8 h后Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层发生了明显的晶化。

图4 Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层的XRD谱Fig.4 XRD patterns of Yb2Si2O7 and YbYSi2O7 coatings

图5为Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层的热膨胀系数随温度变化情况。从图5(a)可以发现两种喷涂态硅酸盐涂层的CTE在1 000 ℃左右迅速降低，1 200 ℃左右迅速增加，这是由于喷涂态涂层中含有较多的非晶相，非晶相在热循环过程中会发生重结晶，伴随体积收缩与膨胀，并产生大量的内应力，导致硅酸盐EBCs层与LMA-TBCs层(CTE为6.5×10-6～9.5×10-6℃-1)[14]之间存在较大程度的热失配应力，促使横向裂纹的产生(见图3(a)、(d))，当这些横向裂纹相互贯穿时，涂层脱落失效[24]。

通过jade软件计算图4(a)中XRD的非晶相含量发现，喷涂态YbYSi2O7涂层中的非晶相含量为90.89%，高于喷涂态Yb2Si2O7涂层(非晶相含量为80.54%)。因此，与喷涂态Yb2Si2O7涂层相比，喷涂态YbYSi2O7涂层的热膨胀系数在1 000～1 200 ℃左右陡降陡增幅度更大(见图5(a))。结合式(1)可知，喷涂态YbYSi2O7层与LMA-TBCs层(CTE为6.5×10-6～9.5×10-6℃-1)[14]之间对应更大的热失配应力。1 300 ℃热处理8 h后Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层的热膨胀系数随温度变化曲线如图5(b)所示，Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层的平均热膨胀系数分别为5.32×10-6℃-1和4.96×10-6℃-1，YbYSi2O7涂层的CTE曲线也低于Yb2Si2O7涂层，这可能是Y掺杂使得YbYSi2O7内部产生晶格畸变，一定程度上阻碍了原子振动，降低了CTE[25]，热处理后的YbYSi2O7与LMA层(CTE为6.5×10-6～9.5×10-6℃-1)[14]之间热失配程度相对来说更大。因此，LMA-TBCs层和YbYSi2O7-EBCs层之间较大的热失配应力是SYbYL涂层的热循环寿命(277次)明显低于SYbL涂层热循环寿命(403次)的主要原因。

图5 Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层的热膨胀系数随温度变化曲线Fig.5 Thermal expansion coefficient curves of Yb2Si2O7 and YbYSi2O7coatings versus the temperature

另一方面，从图3(b)、(e)中可以发现，靠近LMA-TBCs层的硅酸盐EBCs层中出现了深灰色物相。表2是对应图3中A、B、C三点的EDS元素分析结果，其中，点A对应靠近LMA-TBCs层的Yb2Si2O7-EBCs层中深灰色区域，点C对应靠近LMA-TBCs层的YbYSi2O7-EBCs层中深灰色区域。从表2可以发现A、C两点对应的深灰色区域均含Al元素，特别是SYbYL涂层体系YbYSi2O7中深灰色区域(对应点C)Al含量高达24.75%(摩尔分数)，这可能是LMA层中的Al元素向硅酸盐EBCs层扩散并与之发生化学反应生成了含铝化合物或固溶体。YbYSi2O7靠近层间界面处Al含量较高,说明Y3+对Al3+扩散有促进作用，这与文献[19]中关于Y3+半径(101.9 pm)比Yb3+半径(85.8 pm)大，Y3+与Ca2+亲和力更强的结论一致。这种化合物或固溶体的形成可能引起局部应力，从而导致LMA-TBCs层和Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层之间出现微裂纹(见图3(b)、(e))，这也是SYbL和SYbYL涂层体系热循环失效的原因之一。

表2 图3中A、B、C三点EDS扫描结果Table 2 EDS scanning results of A, B and C in Fig.3

另外，在两组T/EBCs热循环失效后，Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层和Si黏结层之间均生成了不同厚度的热生长氧化物(thermally grown oxide, TGO)SiO2层(见图3(c)、(f)以及表2中点B)，且TGO与Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层之间以及TGO层内部出现了微裂纹。在热循环过程中，O2易于沿T/EBCs中的孔隙以及微裂纹等缺陷扩散传输到Si黏结层，并与之反应生成TGO(SiO2)；随着热循环次数的增加，TGO生长到一定厚度后会因体积膨胀引起局部应力[14]，这可能是TGO与Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层之间产生裂纹的主要原因。在热循环过程中SiO2相变(α↔β)引起体积变化，β相的方石英在冷却后形成α相，体积收缩和相变应力导致TGO内部裂纹萌生，裂纹的不断扩展导致SYbL和SYbYL涂层的剥落失效。

2.3 Si/(Yb1-xYx)2Si2O7/LaMgAl11O19 T/EBCs抗水氧腐蚀性能分析

图6 SiCf/SiC-CMCs基体以及SiCf/SiC-CMCs-T/EBCs 涂层在水氧腐蚀环境中质量变化曲线Fig.6 Mass change curves of SiCf/SiC-CMCs substrate and SiCf/SiC-CMCs-T/EBCs in the water-oxygen corrosive environment

图6为未涂覆涂层的SiCf/SiC-CMCs基体以及SYbL和SYbYL涂层体系试样在水氧腐蚀过程中的质量变化曲线。从图中看出，所有试样在试验初期处于失重状态。涂层在喷涂过程中会产生少量杂相，LMA涂层中含有少量Al2O3杂相，Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层中含有少量Yb2O3、SiO2杂相。通过jade软件根据XRD(见图4(b))衍射峰面积相对比值粗略计算各种成分的相对含量，具体结果如表3所示。从表3中可以发现，Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层中氧化物杂相相对含量不低于9%(质量分数)。SiCf/SiC-CMCs基体表面在空气中易被氧化生成SiO2，生成的SiO2以及涂层中的杂相在高温水蒸气环境中易形成挥发性的YbO(OH)、Yb(OH)3、Al(OH)3和Si(OH)4(见式(3)～(6))，从而使试样在腐蚀初期失重。另外，涂层在水氧腐蚀初期结构完整，可以显著减缓水蒸气向涂层内部渗透的速率。此时，水蒸气的渗透速率在很大程度上决定了试样的失重速率，而Yb2O3、SiO2的相对含量对失重速率的影响较小。因此，SYbL和SYbYL涂层在0～10 h期间的失重速率相近。

表3 1 300 ℃热处理8 h后的Yb2Si2O7和YbYSi2O7涂层中各成分的相对含量Table 3 Relative contents of components in Yb2Si2O7 and YbYSi2O7 coatings after heat treatment at 1 300 ℃ for 8 h

式(7)与式(8)分别为SiCf/SiC-CMCs基体和Si基层分别与氧气发生化学反应的方程式，可以看出，SiCf/SiC-CMCs基体和Si基层氧化均可以生成SiO2。随着反应的进行，式(7)与式(8)反应占主导，SiO2的生成速率大于Si(OH)4(g)的挥发速率时试样不断增重[24]。另外，可以发现SYbL涂层在水氧腐蚀20～50 h期间质量增长速率大于SiCf/SiC-CMCs和SYbYL试样，这主要是由于SYbL涂层在此期间出现裂纹或局部脱落后，H2O和O2可以迅速到达并腐蚀Si黏结层生成SiO2(此时式(8)占主导)。而SiCf/SiC-CMCs基体的腐蚀过程主要由式(7)占主导，这个过程中生成了CO2，消耗了SiCf/SiC-CMCs中的C元素，因此SiCf/SiC-CMCs基体在水氧腐蚀20～50 h期间的增重速率低于SYbL涂层[12]。

Yb2O3+H2O=2YbO(OH)

(3)

Yb2O3+3H2O=2Yb(OH)3

(4)

Al2O3+3H2O=2Al(OH)3

(5)

SiO2(s)+2H2O(g)=Si(OH)4(g)

(6)

SiC(s)+2O2(g)=SiO2(s)+CO2(g)

(7)

Si(s)+O2(g)=SiO2(s)

(8)

图7为水氧腐蚀试验前后SiCf/SiC-CMCs、SYbL和SYbYL涂层试样的宏观形貌。从图中可以看出，SiCf/SiC-CMCs基体表面在水氧腐蚀80 h后覆盖了一层明显的白色SiO2层(见图7(a1))，随着腐蚀的不断进行，SiCf/SiC-CMCs会不断被氧化消耗，这说明未涂覆涂层的SiCf/SiC-CMCs基体会不断挥发失效，无法在高温水蒸气环境中长时间使用；含有SYbL T/EBCs涂层的试样在水氧耦合环境腐蚀50 h后表面出现了裂纹(见图7(b1))，甚至出现涂层剥落，此时的涂层已失去进一步保护基体的能力，故停止试验；而SYbYL T/EBCs涂层的试样在水氧腐蚀50 h后表面只出现了一些微裂纹(见图7(c1))，涂层并未脱落，涂层试样继续进行水氧腐蚀试验，直至80 h后涂层剥落失效(见图7(c2))，停止试验。

图7 水氧腐蚀试验前后试样的宏观形貌。(a)未涂覆涂层的SiCf/SiC-CMCs水氧腐蚀前; (a1)未涂覆涂层的SiCf/SiC-CMCs被腐蚀80 h;(b)SYbL水氧腐蚀前;(b1)SYbL被腐蚀50 h; (c)SYbYL水氧腐蚀前;(c1)SYbYL被腐蚀50 h;(c2)SYbYL被腐蚀80 hFig.7 Macro-morphologies of specimens before and after water-oxygen corrosion tests. (a) SiCf/SiC-CMCs without coating before water-oxygen corrosion; (a1) SiCf/SiC-CMCs without coating after 80 h corrosion; (b) SYbL before water-oxygen corrosion; (b1) SYbL after 50 h corrosion; (c) SYbYL before water-oxygen corrosion; (c1) SYbYL after 50 h corrosion; (c2) SYbYL after 80 h corrosion

图8为SYbL和SYbYL涂层体系在水氧腐蚀后的截面形貌。从失效的微观形貌(图8(a)、(d))可以看出，两组T/EBCs水氧腐蚀失效后，LMA-TBCs层和Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层中均出现了贯穿型纵向裂纹，部分纵向裂纹甚至已延伸至Si黏结层(见图8(b)、(e))，这些裂纹通常由CTE失配衍生的残余应力发展而来，这体现了系统中的热机械不相容性[24,26]。这些裂纹的出现将加速H2O和O2到达Si黏结层或SiCf/SiC-CMCs基体，Yb2Si2O7或YbYSi2O7-EBCs层和Si黏结层之间均生成了明显的TGO(SiO2)生长层(见图8(c)、(f))。虽然该致密的TGO层一定程度上能够保护SiCf/SiC-CMCs基体，但SiO2与水反应生成的挥发性Si(OH)4也会折损Si层，从而降低涂层与基体之间的结合强度。

Wang等[27]研究发现Yb2SiO5涂层中的SiO2和Yb2O3杂相易与水蒸气反应形成挥发性物质，使涂层形成多孔结构，进而开裂失效；且Yb2O3和SiO2含量低的Yb2SiO5涂层展现出更好的抗水氧腐蚀性能。相较于YbYSi2O7涂层(Yb2O3和SiO2的含量为9.8%(质量分数)，见表3)，Yb2Si2O7涂层内部的Yb2O3和SiO2含量较多(Yb2O3和SiO2的含量为23.4%(质量分数)，见表3)，这些氧化物易被H2O腐蚀，形成挥发性的YbO(OH)、Yb(OH)3和Si(OH)4(见式(3)、式(4)、式(6))，从而加速涂层的开裂失效，这是SYbL T/EBCs涂层的抗水氧腐蚀性能(50 h)劣于SYbYL T/EBCs涂层(80 h)的主要原因。Courcot等[28]研究发现在低温时，RE2O3(RE=Sc、Dy、Yb、Y)易与H2O反应生成REO(OH)，且该反应所需的活化能较低，与Si(OH)4形成的活化能接近，在高温(1 100～1 300 ℃)时，RE2O3主要与H2O反应生成RE(OH)3。

图8 T/EBCs涂层水氧腐蚀后涂层的截面形貌。(a)～(c)Si/Yb2Si2O7/LMA;(d)～(f)Si/YbYSi2O7/LMAFig.8 Cross-sectional morphologies of T/EBCs after water-oxygen corrosion. (a)～(c) Si/Yb2Si2O7/LMA; (d)～(f) Si/YbYSi2O7/LMA

3 结 论

(1)与硅酸盐Yb2Si2O7-EBCs组成的SYbL体系相比，由YbYSi2O7-EBCs组成的SYbYL体系的热循环寿命有所降低，但水氧腐蚀寿命有所提高。

(2)热循环过程中SYbL和SYbYLT/EBCs体系的热循环次数分别为403次和277次，YbYSi2O7与LMA之间较大的热失配应力以及层间含Al化合物或固溶体的生成是SYbYL体系热循环寿命降低的主要原因。

(3)SYbL和SYbYL T/EBCs体系的水氧腐蚀寿命分别为50 h和80 h，SYbYL体系具有更强的抗水氧腐蚀能力主要是因为YbYSi2O7-EBCs层含有较少的Yb2O3和SiO2杂质，这些氧化物易与H2O反应形成挥发性物质。