MoSi₂含量对Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂涂层抗烧蚀性能的影响

Effect of MoSi₂ addition for ablation resistance of Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂ coating

摘要

Ta_0.8Hf_0.2C具有良好的热防护性能，适合在高温烧蚀环境中使用，MoSi₂是一种优异的烧结助剂且常用于抗烧蚀涂层中。为了研究MoSi₂含量对Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂涂层抗烧蚀性能的影响，本研究采用料浆刷涂法在含有SiC过渡涂层的C/C复合材料上制备了不同MoSi₂含量的Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂涂层，并研究了不同涂层的相组成、微观形貌和烧蚀行为。结果表明，当MoSi₂质量分数为10%时，涂层的质量烧蚀率和线烧蚀率分别为1.24 mg·s^-1、0.02 μm·s^-1，表现出较好的抗烧蚀性能。这是因为涂层中MoSi₂的存在抑制了SiC的主动氧化，减少了SiC的消耗，在烧蚀过程中形成的液相层黏度较高，抵抗高温火焰的冲蚀的能力较强，有效地阻止了氧的扩散。

Abstract

Ta_0.8Hf_0.2C exhibits excellent thermal protection properties， making it well-suited for high-temperature ablation environments. MoSi₂， an outstanding sintering agent， is frequently employed in anti-ablation coatings. To investigate the impact of MoSi₂ content on the ablative performance of Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂ coatings， we employ the slurry-sintering method to prepare coatings with varying MoSi₂ concentrations on C/C composites， which are pre-coated with SiC transition layers. We conduct a comprehensive analysis of the phase composition， micromorphology， and ablation behavior of these coatings. The findings reveal that， at a MoSi₂ content of 10% （mass fraction）， the coating exhibits optimal ablative properties， with a mass ablation rate of 1.24 mg·s^-1 and a line ablation rate of 0.02 μm·s^-1. This superior performance is attributed to MoSi₂ ability to hinder the active oxidation of SiC， thereby reducing its consumption. Additionally， the high-viscosity liquid layer formed during ablation effectively resists the erosion of high-temperature flames， further preventing the diffusion of oxygen.

Graphical abstract

关键词

C/C复合材料 / Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂涂层 / 料浆刷涂 / 烧蚀

Key words

C/C composite / Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂ coating / slurry method / ablation

C/C复合材料以其密度低、比强度高、导热性好和高温力学性能优异等诸多优点而被广泛应用于航天飞机的鼻锥和机翼前沿、固体火箭发动机喷管喉衬等热防护部件^［1-4］。而C/C复合材料在450 ℃以上极易氧化，这限制了其在高温有氧环境下的应用^［5-6］。因此，C/C复合材料的氧化敏感性成为其在高温有氧环境下应用需要解决的关键问题^［7-8］。

抗烧蚀涂层技术被认为是提高C/C复合材料烧蚀性能的有效方法^［9］。陶瓷涂层因其熔点高、热稳定性好的优异特性而备受关注。其中，超高温陶瓷（ultra-high temperature ceramics，UHTCs）熔点高、热稳定性好，适合在高温（>1800 ℃）烧蚀环境中应用^［9-11］。UHTCs中的TaC和HfC具有相同的NaCl型面心立方结构，使得TaC和HfC晶格中的Ta、Hf原子可以相互置换形成Ta _x Hf_1-x C固溶体。Ta _x Hf_1-x C固溶体熔点可达3700 ℃以上，且硬度高、模量高、热导率低、抗高温氧化和抗烧蚀性能优异，其中，Ta_0.8Hf_0.2C是目前已知的熔点最高的材料（4027 ℃）^［12］，具备在极端热环境下服役的潜力。但将其应用于抗烧蚀涂层时存在一些问题，一方面，Ta_0.8Hf_0.2C热膨胀系数较高，而碳基体的热膨胀系数较低，两者难以匹配。因此，一般考虑制备SiC过渡涂层以及在涂层中添加第二相SiC，SiC熔点较高（>2680 ℃），热膨胀系数较低，与碳基体热膨胀系数较匹配。并且SiC第二相的添加能在烧蚀过程中生成SiO₂液相，抑制氧气的渗入，提高陶瓷涂层体系的抗烧蚀性能。然而，SiC在高温下易主动氧化产生SiO气体导致SiC消耗较多导致涂层的防护效果有限。为保证涂层与氧化层的结构完整性，氧化过程中应尽量减少挥发性气体产物的生成。另一方面，Ta_0.8Hf_0.2C固溶难度大，烧结温度高。

值得注意的是，MoSi₂不仅能在高温下表现出良好的抗氧化性能，作为SiO₂来源，而且能够促进高温固溶过程，Ghaffari等^［13］以MoSi₂为烧结助剂，在2000 ℃无压烧结得到抗烧蚀性能优异的Ta_0.8Hf_0.2C超高温陶瓷。Arianpour等^［14］同样将MoSi₂作为烧结助剂引入Ta_0.8Hf_0.2C超高温陶瓷，其研究表明，MoSi₂在烧结中间阶段形成液相，能增强扩散通道的传质能力，使难熔碳化物固溶效果更好。此外，MoSi₂常用作提高涂层抗烧蚀性能的附加相，Liu等^［15］在ZrC涂层中引入不同含量的MoSi₂，结果表明，添加MoSi₂可以通过降低ZrC涂层表面温度和改变氧化层微观结构来提高其抗烧蚀性能。Chen等^［16］采用超音速大气等离子喷涂（SAPS）技术制备了不同MoSi₂含量的HfC-MoSi₂涂层。在氧乙炔火焰下测试了MoSi₂含量对HfC-MoSi₂涂层烧蚀行为的影响。结果表明，MoSi₂的引入能够提高涂层的抗烧蚀性能，但当MoSi₂含量过高时，抗烧蚀性能变差。因此可以推断将MoSi₂引入Ta_0.8Hf_0.2C-SiC构建复合涂层有利于Ta_0.8Hf_0.2C的固溶并提高涂层的抗烧蚀性能，但需要确定合适的MoSi₂添加量。

本研究首先在C/C复合材料表面制备了SiC过渡涂层，然后采用料浆刷涂法，制备3种不同MoSi₂、SiC含量的Ta_0.8Hf_0.2C基外涂层，并在外涂层中添加一定含量的，在C/C复合材料表面制得SiC和Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂双层涂层结构。最后对不同组分涂层进行烧蚀考核，表征分析烧蚀前后的相组成及微观结构的变化，研究同一烧蚀条件下不同MoSi₂含量涂层的抗烧蚀行为。

1 实验材料与方法

1.1 涂层制备

首先采用大气等离子喷涂技术在C/C复合材料表面喷涂Si涂层，具体工艺参数如表1，然后采用原位反应烧结技术对表面包覆Si涂层的基体进行1600~1700 ℃高温热处理，使Si与基体中的碳发生反应，以获得连续致密的SiC过渡层。最后采用料浆烧结法制备Ta_0.8Hf_0.2C基外涂层，以TaC、HfC、SiC及MoSi₂粉末为原料，以PVB为黏结剂，无水乙醇为溶剂配制料浆，其中，TaC、HfC的摩尔比为4∶1，SiC和MoSi₂含量共为30%（质量分数，下同）。将混合浆料均匀涂刷在带有SiC内涂层的基体表面后放入高温炉，以10 ℃/min的升温速率升至2100 ℃接着保温2 h之后随炉冷却至室温，即可得到最终涂层。

为了研究MoSi₂含量对Ta_0.8Hf_0.2C-SiC涂层烧蚀行为的影响，本工作制备了不同MoSi₂含量的Ta_0.8Hf_0.2C-30%SiC、Ta_0.8Hf_0.2C-20%SiC-10%MoSi₂和Ta_0.8Hf_0.2C-10%SiC-20%MoSi₂外涂层，分别记为THS、THSM1和THSM2。

1.2 烧蚀测试

用TA800空气等离子火焰烧蚀设备评价涂层的抗烧蚀性能。等离子体由气体流量分别为1.86 m³/h和2.91 m³/h的压缩空气和氮气激发产生。采用Raytek双色红外高温计测量并记录涂层表面温度。本工作设定的热流密度为3.0 MW/m²，烧蚀时间为90 s。根据烧蚀前后质量和厚度变化计算质量烧蚀率（R_m）和线烧蚀率（R_l）：

R_{\mathrm{m}}=\frac{m_{\mathrm{0}}-m_t}{t}（1）

R_{\mathrm{l}}=\frac{l_{\mathrm{0}}-l_t}{t}（2）

式中：m₀、m_t 分别为烧蚀前后试样的质量，mg；l₀、l_t 分别为烧蚀前后烧蚀中心区的试样厚度，μm；t为烧蚀时间，s。

1.3 样品表征

利用Smartlab X射线衍射仪对涂层烧蚀前后的相组成进行了表征，通过Phenom ProX-SE扫描电镜对涂层烧蚀前后的微观形貌进行观察，并且结合EDS能谱进行元素分析。

2 结果与讨论

2.1 涂层的物相组成及微观形貌

图1为SiC过渡层的XRD谱图，SiC过渡层主要由立方相SiC组成。由SiC过渡层的表面形貌（图2）可见，过渡层表面粗糙，表面的SiC颗粒呈不规则形状，这有利于提高SiC与外涂层的结合强度，未观察到明显的裂纹和孔洞等缺陷。

THS、THSM1和THSM2涂层的XRD图谱如图3所示。结果表明，涂层的物相组成较纯，无其他杂相。通过XRD谱图计算得到Ta _x Hf_1-x C的晶格参数约为0.4486 nm，与Ta_0.8Hf_0.2C的晶格参数的理论计算值0.4482 nm接近^［17］。THS涂层的物相组成主要为Ta_0.8Hf_0.2C和SiC；THSM1和THSM2涂层的物相组成主要为Ta_0.8Hf_0.2C、SiC和MoSi₂，随着MoSi₂含量增加，MoSi₂对应的衍射峰强度逐渐增大。

涂层的表面微观形貌如图4（a-1）~（c-1）所示，3种涂层经烧结后较为致密，表面呈颗粒堆积状。从图4（a-2）~（c-2）所示的涂层截面微观形貌可见，3种涂层均表现出明显的双层结构，包括SiC过渡涂层和外涂层。SiC过渡涂层与C/C基体的边界参差不齐，有部分SiC渗入基体中，过渡涂层厚度约为30~50 μm。涂层间结合良好，外涂层厚度较为均匀，3种涂层厚度约为220~240 μm。

2.2 涂层的抗烧蚀性能

图5为不同MoSi₂含量涂层经3.0 MW/m²热流密度火焰烧蚀90 s后的宏观形貌，所有试样表面均未观察到开裂或剥落。3种试样烧蚀后可以按表面颜色和宏观形貌分为（A）中心区（B）过渡区和（C）边缘区3个区域。THS试样烧蚀后表面形成了白色鼓泡，这是由于烧蚀中心区域在高温下形成的液相在高速气流的冲刷下流向边缘区域。THSM1和THSM2试样表面冲刷痕迹不明显，烧蚀中心区皆呈白色。

表2为不同涂层在等离子体火焰烧蚀90 s过程中的最高表面温度及烧蚀中心的质量烧蚀率和线烧蚀率。在烧蚀过程中，涂层中Ta_0.8Hf_0.2C、SiC和MoSi₂的氧化会导致试样的质量和厚度增大，而空气等离子体对低黏度熔融氧化物的机械剥蚀和烧蚀过程中气体的挥发会导致试样的厚度和质量降低。因此，R_m和R_l的值取决于这些因素的协同作用。随着MoSi₂含量的增加，试样的最高表面温度降低，这是因为MoSi₂具有较高的热导率。3种涂层中THS试样的线烧蚀率最高，但其质量烧蚀率为负数，这是由于涂层虽然在烧蚀过程中氧化增重，但是生成的部分液相在机械冲刷的作用下流至边缘区域，导致中心区域涂层变薄。THSM1试样表现出最低的线烧蚀率（0.02 μm∙s^-1）和较低的质量烧蚀率（1.24 mg∙s^-1）。继续添加MoSi₂的试样THSM2虽然烧蚀过程中的最高表面温度有所降低，但其线烧蚀率和质量烧蚀率较THSM1都略有增大。

图6为THS/THSM1/THSM2涂层烧蚀后的XRD图谱，表面的物相主要为Hf₆Ta₂O₁₇和Ta₂O₅。这3种涂层烧蚀后氧化物的峰相对尖锐，说明这些相的结晶性较好。所有XRD图谱中没有观察到SiO₂和MoO₃的峰，这是因为烧蚀过程中生成的SiO₂为非晶态，难以通过XRD检测到^［18］。而MoO₃的沸点为1155 ℃^［19］，在烧蚀过程中试样表面温度远高于其沸点，因此MoO₃很容易完全蒸发。3种涂层烧蚀后皆未观察到碳峰，表明基体得到了很好的保护。

图7（a）为THS试样烧蚀后的烧蚀中心区表面微观形貌及其局部放大后的形貌图。可以看到烧蚀后表面生成了一层氧化膜，由于氧化过程中大量气态物质挥发，表面形成了大小不一的气孔，未见明显裂纹。同时可以看出氧化膜由不规则的白色氧化物和灰色致密区组成。对两种氧化物进行EDS分析并结合XRD结果可见，白色片状氧化物为Hf₆Ta₂O₁₇，由脱离固溶相的HfC氧化得到HfO₂，在烧蚀的高温环境下，进一步与Ta₂O₅固溶得到。灰色部分为富SiO₂液相区，主要元素为Ta、Hf、O、Si，说明表面形成了Ta-Hf-Si-O液相玻璃层。THS试样烧蚀中心区截面形貌如图7（b）所示，可以看到涂层较烧蚀前变薄，这是因为中心区域温度最高、受到的气流冲刷最严重。最外层氧化层厚度约为40 μm，液相层较薄且不连续，有大量孔洞，不利于阻止氧气的继续进入。图7（c）为烧蚀边缘区截面形貌，EDS结果表明表面形成了约100 μm厚的氧化层，其厚度较烧蚀前变厚，是由于烧蚀中心液相被冲刷至边缘区而形成一层保护层，阻止了氧气的进一步侵蚀，同时也说明THS涂层抗机械剥蚀能力较弱。

THSM1试样烧蚀后中心和边缘的表面形貌如图8所示，中心区域（图8（a））的孔洞尺寸比THS试样的明显减小。表面主要由三部分组成，除Hf₆Ta₂O₁₇玻璃相亮区和Ta-Hf-Si-O浅灰色区域外，还有SiO₂暗区。另外还可以看到Ta-Hf-O氧化物向外生长，部分固溶在SiO₂熔体中，这增加了SiO₂的黏度，使氧化层保持良好的稳定性和结构完整性，对内部材料起到了较好的保护作用。烧蚀边缘区域（图8（b））受到的气流冲刷较小，无明显冲刷痕迹，仍保持与未烧蚀前相似的形貌。EDS结果表明，表面主要成分为Ta₂O₅和SiO₂。

THSM2试样烧蚀后表现出与THSM1试样相似的特征，如图9所示。其中心区域（图9（a））同样由主要三部分区域组成，富SiO₂相部分增多，孔洞尺寸增大，这些变化可能是由于MoSi₂含量的增加，MoSi₂最先被氧化，Mo元素增多导致表面挥发的MoO₃气体增多，产生的大气孔来不及愈合。烧蚀后边缘区域（如图9（b））呈多孔骨架结构，少量Ta-Hf-O固溶相附着在SiO₂骨架上。

THSM1和THSM2试样烧蚀后截面微观形貌及其EDS面扫结果如图10所示，THSM1中心区（图10（a-1）顶层形成了约10 μm厚的Ta-Hf-Si-O连续液相层，有利于阻止氧气的进入，氧化层厚度约为80 μm。从其EDS面扫结果可以看到，O元素含量从涂层表面到内部逐渐降低，Si元素也在涂层表面聚集，说明涂层表面连续的液相玻璃层主要由SiO₂组成，而Mo元素主要聚集在液相层下方。从图10（b-1）可以看到，THSM2烧蚀后中心区域的Ta-Hf-Si-O液相层变得疏松，不利于阻止氧气的进入，氧化程度比THSM1更严重，氧化层厚度约为180 μm。其EDS面扫结果显示，氧化层中Mo元素含量降低，说明在烧蚀过程中消耗了大量Mo元素。THSM1烧蚀边缘区（图10（a-2））形成了厚度约为20 μm的连续玻璃液相层，元素分布与烧蚀中心区相似。THSM2烧蚀边缘区（图10（b-2））未形成连续液相，氧化层较厚，氧化较严重。

3 烧蚀机理

Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂涂层的烧蚀机制是伴随着一系列的化学侵蚀和机械剥蚀。化学侵蚀主要是涂层中组分（Ta_0.8Hf_0.2C、SiC和MoSi₂）与氧的反应。机械剥蚀包括烧蚀过程中产生的挥发性气体（CO₂、CO、MoO₃、SiO₂和SiO）的释放，以及高温、高压气体流动引起的剥落、开裂和熔化等^［20-22］。在烧蚀过程中发生的主要化学反应如下：

\mathrm{H}\mathrm{f}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{3}/\mathrm{2}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{H}\mathrm{f}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{s})+\mathrm{C}\mathrm{O}(\mathrm{g})（3）

\mathrm{H}\mathrm{f}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{2}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{H}\mathrm{f}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{s})+\mathrm{C}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})（4）

\mathrm{T}\mathrm{a}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{7}/\mathrm{4}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{1}/\mathrm{2}\mathrm{T}{\mathrm{a}}_{\mathrm{2}}{\mathrm{O}}_{\mathrm{5}}(\mathrm{l})+\mathrm{C}\mathrm{O}(\mathrm{g})（5）

\mathrm{T}\mathrm{a}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{9}/\mathrm{4}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{1}/\mathrm{2}\mathrm{T}{\mathrm{a}}_{\mathrm{2}}{\mathrm{O}}_{\mathrm{5}}(\mathrm{l})+\mathrm{C}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})（6）

\mathrm{H}\mathrm{f}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{s})+\mathrm{1}/\mathrm{6}\mathrm{T}{\mathrm{a}}_{\mathrm{2}}{\mathrm{O}}_{\mathrm{5}}(\mathrm{s})\stackrel{}{̿}\mathrm{1}/\mathrm{6}\mathrm{H}{\mathrm{f}}_{\mathrm{6}}\mathrm{T}{\mathrm{a}}_{\mathrm{2}}{\mathrm{O}}_{\mathrm{17}}(\mathrm{s})（7）

\mathrm{S}\mathrm{i}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{3}/\mathrm{2}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{l})+\mathrm{C}\mathrm{O}(\mathrm{g})（8）

\mathrm{S}\mathrm{i}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{2}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{l})+\mathrm{C}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})（9）

\mathrm{S}\mathrm{i}\mathrm{C}(\mathrm{s})+{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{S}\mathrm{i}\mathrm{O}(\mathrm{g})+\mathrm{C}\mathrm{O}(\mathrm{g})（10）

\mathrm{S}\mathrm{i}\mathrm{C}(\mathrm{s})+\mathrm{3}/\mathrm{2}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{S}\mathrm{i}\mathrm{O}(\mathrm{g})+\mathrm{C}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})（11）

\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{l})\stackrel{}{̿}\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})（12）

\mathrm{M}\mathrm{o}\mathrm{S}{\mathrm{i}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{s})+\mathrm{7}/\mathrm{5}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{1}/\mathrm{5}\mathrm{M}{\mathrm{o}}_{\mathrm{5}}\mathrm{S}{\mathrm{i}}_{\mathrm{3}}(\mathrm{s}\mathrm{l})+\mathrm{7}/\mathrm{5}\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{l})（13）

\mathrm{M}\mathrm{o}\mathrm{S}{\mathrm{i}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{s})+\mathrm{7}/\mathrm{2}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{M}\mathrm{o}{\mathrm{O}}_{\mathrm{3}}(\mathrm{g})+\mathrm{2}\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{l})（14）

\mathrm{M}{\mathrm{o}}_{\mathrm{5}}\mathrm{S}{\mathrm{i}}_{\mathrm{3}}(\mathrm{s})+{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{g})\stackrel{}{̿}\mathrm{M}\mathrm{o}{\mathrm{O}}_{\mathrm{3}}(\mathrm{g})+\mathrm{S}\mathrm{i}{\mathrm{O}}_{\mathrm{2}}(\mathrm{l})（15）

为了理解烧蚀过程中的化学反应演变，基于HSC软件计算得到各反应的吉布斯自由能，如图11所示，在1900~2100 ℃各氧化反应的吉布斯自由能皆为负值，证明了这些反应在烧蚀过程中发生的可行性。

图12为不同涂层烧蚀机理示意图。THS涂层在烧蚀90 s后，表面出现大量孔洞，覆盖了一层结构松散的氧化层。在烧蚀过程中，部分形成的SiO₂被蒸发。同时，由于SiC的活性氧化，生成气态产物SiO（g）（反应（10））。在它们的共同作用下，涂层表面形成了气孔。此外，由于强气流的冲刷使烧蚀中心区液相流失至烧蚀边缘区，说明其抗氧化和抗火焰侵蚀性能较差，因此，THS涂层无法在高温烧蚀环境中长时间服役。

THSM1涂层中含有适量的MoSi₂，氧化过程中产生的具有一定流动性和黏度的熔融SiO₂，填补了部分氧化层的孔洞。致密的氧化层可以阻止氧气向涂层扩散，从而降低了涂层内部的氧气分压。在低氧分压条件下，MoSi₂易于氧化为Mo₅Si₃（s， l）和SiO₂（l），不会直接氧化成MoO₃气态产物（反应（14），（15）），可以减少烧蚀过程中涂层缺陷的产生^［16］。MoSi₂的存在在一定程度上抑制了SiC的主动氧化，减少了SiO的挥发。在烧蚀90 s后，Ta-Hf-Si-O复合玻璃相致密，使涂层没有被严重氧化，氧化层的完整性得到很好的保护。因此，THSM1涂层具有较低的质量烧蚀率和线烧蚀率，表现出最佳的抗烧蚀性能。

THSM2涂层中MoSi₂含量最高，但其抗烧蚀能力较差，大量的气态产物破坏了涂层的完整性。烧蚀开始时，THSM2涂层表面形成大量SiO₂，虽然熔融SiO₂和Ta-Hf-Si-O能有效密封孔洞和小裂纹，有利于防止氧化气体扩散到涂层中，但氧化产物的饱和蒸气压会迅速超过大气压力，在氧化层上形成气孔。此外，部分液态SiO₂在高速火焰的侵蚀下从涂层表面脱落，无法有效填充液相层的孔洞，疏松的液相层保留了氧气扩散通道。这就使MoSi₂在较高的氧分压下被氧化为MoO₃（g）（反应（13）），进一步破坏了液相层。结果，在THSM2涂层上形成了超过2/3的氧化区域。

4 结论

（1）通过料浆烧结法成功制备了不同MoSi₂含量的Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂复合涂层，涂层均匀致密，无明显裂纹与孔洞。

（2）经3.0 MW·m^-2热流密度烧蚀90 s后，Ta_0.8Hf_0.2C-SiC-MoSi₂复合涂层表面形成的Ta-Hf-Si-O玻璃相能够有效保护内部涂层材料和基材免受氧化。

（3）THSM1涂层的质量烧蚀率和线烧蚀率分别为1.24 mg·s^-1、0.02 μm·s^-1，在3种涂层试样中表现出最优异的抗烧蚀性能。说明适量的MoSi₂的加入有利于提升涂层的抗烧蚀性能。

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基金资助

上海市教育发展基金会和上海市教育委员会“曙光计划”项目(18SG34)