一种在基体材料上形成的宽温域抗烧蚀涂层及其制备方法
技术领域
本发明属于高温热结构防护涂层及制备技术领域，尤其涉及一种在基体材料上形成的宽温域抗烧蚀涂层及其制备方法。
背景技术
连续纤维增强的陶瓷基复合材料(如C/SiC、C/SiC-ZrC等)具有高比强度、高比模量、热膨胀系数低、综合力学性能高等一系列优异性能，作为高马赫飞行器的结构材料具有其他材料难以比拟的优势。然而，飞行器在大气层高速运动时，其部分结构件，如鼻锥、机翼前缘等部位会承受剧烈的气动加热，局部温度可以达到数千摄氏度。这种高温、高压、高速且有气流烧蚀和冲刷综合环境因素作用对复合材料的性能提出了极其苛刻的要求，单靠复合材料本身难以满足性能要求，而在材料表面涂覆抗烧蚀涂层是一种非常有效的热防护方式。抗烧蚀涂层是将复合材料与氧化烧蚀环境隔离，具有良好的抗冲刷及抗热震性能，可以大幅提高复合材料在烧蚀冲刷环境中的使用温度和寿命。
超高温陶瓷(Ultra-High Temperature Ceramics，UHTCs)主要是过渡族金属的二元氮化物、硼化物及碳化物等，如ZrB2、HfC等，熔点通常在2500℃以上，在高温燃流冲刷环境下具有优良的抗烧蚀性能，因而成为复合材料表面高温抗烧蚀涂层的一类重要候选材料。其中，ZrB2具有高熔点、高模量、成本低等优点，是近年来航空航天领域高温抗烧蚀涂层材料的研究热点之一。由于ZrB2涂层与复合材料基体的热膨胀系数相差较大，因而需要在超高温陶瓷涂层与基体之间制备过渡层，例如常需要添加SiC过渡层，以缓解涂层在高低温循环中产生的热应力。同时，超高温涂层中常加入自愈合组元，如SiC等。涂层中的Si高温氧化后产生SiO2玻璃相，填入空隙和裂纹中，在1200-1700℃可以实现自愈合功能。当温度超过1700℃后，SiO2在燃流冲刷环境下迅速失效，无法起到自愈合和抗烧蚀作用。因此，随着飞行器结构件表面温度的不断提升，需要在抗烧蚀涂层中引入耐更高温度的自愈合成分。
制备高温抗烧蚀涂层的方法主要包括包埋法、浆料烧结法、化学气相沉积、等离子喷涂等。其中，大气等离子喷涂使用Ar、He、H2等作为等离子气体，经电离后产生等离子射流，射流将喷涂粉末熔化后高速沉积到工件表面后形成涂层。由于大气等离子喷涂的射流温度相对较低，难以熔化超高温陶瓷粉末，因而不能制备出组织均匀、孔隙率低、性能良好的高温抗烧蚀涂层。与大气等离子喷涂相比，真空等离子喷涂的射流温度更高、流速更快，在喷涂过程中粉末不发生高温氧化，制备获得的涂层结合强度高，微观结构可调控。因此，真空等离子喷涂技术在制备超高温陶瓷涂层方面具有一定优势。
此外，SiBCN体系陶瓷材料作为一种新型材料，呈非晶或纳米晶结构，具有较高的组织稳定性和抗氧化性，在1500℃以下不析晶、氧化速率缓慢。材料内部原子多以共价键结合在一起，使SiBCN的热稳定性较好、高温力学性能优异。然而，目前，SiBCN陶瓷主要用作陶瓷基复合材料的内部基材，可用于制备较大尺寸的陶瓷构件，具有十分广阔的应用前景。中国专利申请CN109320301A公开了一种SiC/SiC复合材料宽温域热防护涂层，其由过渡层、封孔层和抗冲刷层组成；其中，过渡层由聚合物先驱体浸渍裂解法工艺制备的SiC和SiBCN陶瓷构成，封孔层由浆料法制备的SiBCN陶瓷和化学气相沉积工艺制备的CVD-SiC组成，抗冲刷层由熔盐法制备的硅酸钇涂层组成，但该宽温域热防护涂层需要同时添加SiC作为过渡层和封孔层，并且该专利申请制备的宽温域热防护涂层仅在800～1300℃的温度范围内具有优异的抗热震性和抗氧化性能。
综上所述，非常有必要提供一种新的在基体材料上形成的宽温域抗烧蚀涂层及其制备方法。
发明内容
为了解决现有技术存在的技术问题，本发明提供了一种在基体材料上形成的宽温域抗烧蚀涂层及其制备方法。本发明中的宽温域抗烧蚀涂层的协同抗氧化耐烧蚀性能可以阻止氧化性气氛向材料内部迁移，延长高温抗烧蚀时间，对陶瓷基复合材料起到有效防护作用；使用本发明制备的多层涂层孔隙率小，表面粗糙度低，可以在2100℃高温环境下有效保护陶瓷基等热结构复合材料至少700s。
为了实现上述目的，本发明在第一方面提供了一种在基体材料上形成的宽温域抗烧蚀涂层，所述宽温域抗烧蚀涂层包括依次在基体材料上形成的SiBCN过渡层、由ZrB2、SiC和La2O3混合而成的ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层和SiBCN封填层。
优选地，所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层由以摩尔百分比计为60～80％的ZrB2、10～20％的SiC和10～20％的La2O3混合而成。
优选地，所述SiBCN过渡层的厚度为10～20μm；所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的厚度为150～200μm；和/或所述SiBCN封填层的厚度为5～10μm。
本发明在第二方面提供了本发明在第一方面所述的宽温域抗烧蚀涂层的制备方法，所述方法包括如下步骤：
(1)采用聚合物浸渍-裂解法在基体材料的表面制备SiBCN过渡层；
(2)采用真空等离子喷涂法在步骤(1)得到的SiBCN过渡层上制备ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层；和
(3)采用聚合物浸渍-裂解法在步骤(2)得到的ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层上制备SiBCN封填层，由此在基体材料上制得所述宽温域抗烧蚀涂层。
优选地，所述SiBCN过渡层或所述SiBCN封填层的制备包括如下子步骤：
a、采用SiBCN前驱体溶液浸渍基体材料，得到浸渍有SiBCN前驱体溶液的基体材料；
b、将步骤a得到的浸渍有SiBCN前驱体溶液的基体材料依次进行固化和高温裂解的步骤；和
c、重复步骤a和b多次，得到所述SiBCN过渡层或所述SiBCN封填层。
优选地，所述浸渍的真空度为0.05～0.09MPa，所述浸渍的压力为1～3MPa，所述浸渍的时间为1～2h；所述固化的温度为200～400℃，所述固化的压力为1～3MPa，所述固化的时间为2～4h；和/或在惰性气氛下进行步骤b中所述的高温裂解，所述高温裂解的温度为800～1200℃，所述高温裂解的时间为2～4h。
优选地，在制备所述SiBCN过渡层的过程中，重复步骤a和b的次数为5～10次；或在制备所述SiBCN封填层的过程中，重复步骤a和b的次数为2～3次。
优选地，所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的制备包括如下子步骤：
S1、将ZrB2粉、SiC粉和La2O3粉混合均匀，得到ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末，然后将所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末装入真空等离子喷涂设备的送粉器中并进行干燥处理；
S2、将制备有所述SiBCN过渡层的基体材料固定在真空等离子喷涂设备的真空室内的转动台上；和
S3、通过真空等离子喷涂法在基体材料的所述SiBCN过渡层上制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层。
优选地，在步骤S1中，在将所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末装入真空等离子喷涂设备的送粉器中之前，先将所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末经过喷雾造粒形成中空球形微米粉，所述中空球形微米粉的粒径为10～50μm；在步骤S1中，所述干燥处理的温度为70～80℃，所述干燥处理的时间为6～8h；在进行步骤S3之前，采用等离子射流加热的方式使得基体材料的所述SiBCN过渡层的表面的温度为800～900℃；和/或在步骤S3制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的过程中，电弧电压为20～30V，电弧电流为1000～1200A，喷涂距离为400～600mm，送粉速率为10～30g/min，沉积时间为3～5min。
本发明在第三方面提供了包含本发明在第一方面所述的宽温域抗烧蚀涂层或本发明在第二方面所述的制备方法制得的宽温域抗烧蚀涂层的复合材料。
本发明与现有技术相比至少具有如下有益效果：
(1)本发明所述的宽温域抗烧蚀涂层采用“三明治”型涂层结构；本发明方法首先采用PIP法制备SiBCN致密过渡层，不仅可以缓解超高温陶瓷与基体间的热膨胀系数不匹配，还可以有效阻挡高温环境下氧化性气体的渗入；随后，在真空环境下快速制备ZrB2-SiC-La2O3宽温域自愈合抗烧蚀涂层，通过在ZrB2基超高温陶瓷涂层中引入了稀土元素La的氧化物，La2O3在高温下和ZrO2形成的低挥发性复合氧化物(例如La2Zr2O7、La0.1Zr0.9O1.95等低挥发性复合氧化物)可以在2000℃以上对涂层中的缺陷、裂纹进行愈合；高温烧蚀环境下ZrB2-SiC-La2O3涂层的协同自愈合性能可以阻止氧化性气氛向材料内部迁移，延长高温抗烧蚀时间，对陶瓷基复合材料起到有效防护作用；最后，采用PIP法制备SiBCN封填层，不仅可以对ZrB2-SiC-La2O3涂层中存在的微米级孔隙进行封填，有效提高ZrB2-SiC-La2O3涂层的高温抗氧化耐烧蚀作用，致密SiBCN封填层本身也具有高温抗氧化耐烧蚀作用。
(2)本发明在所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的表面制备致密SiBCN封填层，利用SiBCN的聚合物前驱体溶液粘度低(<200mPa·s)的优点，SiBCN前驱体溶液不仅可以浸渍入超高温复相陶瓷层的内部孔隙，经过高温裂解后形成SiBCN致密陶瓷，填补涂层中的部分孔隙，降低空隙率，提高ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的高温抗氧化耐烧蚀作用，还可以在表面形成一层致密的SiBCN陶瓷膜，在高温下阻碍氧化性气氛向材料内部扩散。
(3)在宽温域环境下，本发明提出的多层陶瓷涂层的协同抗氧化耐烧蚀性能可以阻止氧化性气氛向材料内部迁移，延长高温抗烧蚀时间，对陶瓷基复合材料起到有效防护作用；使用本发明制备的多层涂层孔隙率小，表面粗糙度低，可以在2100℃高温环境下有效保护陶瓷基复合材料至少700s。
(4)本发明人发现在所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层中，合理的ZrB2、SiC和La2O3的摩尔百分比含量，有利于保证制得具有优良的宽温域环境下的抗烧蚀性能的所述宽温域抗烧蚀涂层，有利于保证高温烧蚀环境下ZrB2-SiC-La2O3涂层的协同自愈合性能，从而可以更有效地阻止氧化性气氛向材料内部迁移，更好地延长高温抗烧蚀时间，对陶瓷基复合材料起到更有效防护作用。
附图说明
本发明附图仅仅为说明目的提供，图中各层的比例与尺寸不一定与实际产品一致。
图1是本发明一个具体实施方式中在基体材料上形成的所述宽温域抗烧蚀涂层的截面结构示意图。
图2是本发明实施例1中在陶瓷基复合材料表面制得的所述宽温域抗烧蚀涂层的截面微观形貌图(SEM图)。
图中：1：陶瓷基复合材料；2：SiBCN过渡层；3：ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层；4：SiBCN封填层。
具体实施方式
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明在第一方面提供了一种在基体材料上形成的宽温域抗烧蚀涂层，例如，图1所示，图1是本发明一个具体实施方式中在基体材料(陶瓷基复合材料)上形成的所述宽温域抗烧蚀涂层的截面结构示意图。
在本发明中，所述宽温域抗烧蚀涂层包括依次在基体材料(例如陶瓷基复合材料1)上形成的SiBCN(硅硼碳氮)过渡层2、由ZrB2(二硼化锆)、SiC(碳化硅)和La2O3(氧化镧)混合而成的ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层3和SiBCN(硅硼碳氮)封填层4。在本发明中，所述基体材料例如包括连续碳纤维或碳化硅纤维增强的陶瓷基复合材料，如Cf/C(碳纤维增强碳复合材料)、Cf/SiC(碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料)、Cf/SiC-ZrC(碳纤维增强碳化硅-碳化锆陶瓷基复合材料)、Cf/SiC-HfC(碳纤维增强碳化硅-碳化铪陶瓷基复合材料)、SiCf/SiC(碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料等复合材料。
在本发明中，也将所述SiBCN过渡层记作SiBCN陶瓷过渡层，也将ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层记作ZrB2-SiC-La2O3复合陶瓷层或ZrB2-SiC-La2O3涂层或ZrB2-SiC-La2O3中间层，也将所述SiBCN封填层记作SiBCN陶瓷封填层，也将所述宽温域抗烧蚀涂层记作SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN涂层或SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层。
众所周知，现有技术中通常采用SiC作为过渡层和封填层，以缓解超高温陶瓷与基体间的热膨胀系数不匹配的问题，以填充陶瓷基复合材料内部孔隙，而SiBCN陶瓷主要用作陶瓷基复合材料的内部基材，单独以SiBCN陶瓷成分作为过渡层或封填层未见报道。在中国专利申请CN109320301A公开的SiC/SiC复合材料宽温域热防护涂层中，其过渡层由SiBCN陶瓷和SiC组成，有利于增加SiC/SiC复合材料与热防护涂层之间的热膨胀系数的匹配性，其封孔层也需要由SiBCN陶瓷和SiC组成，其中SiBCN陶瓷能封闭SiC/SiC复合材料内部较大的孔隙，SiC涂层能够充分填充SiC/SiC复合材料内部较小的孔隙，但SiC的表面浸润性不好，导致在SiC表面制作涂层时，与涂层的结合性能较差，并且该专利申请制备的宽温域热防护涂层仅在800～1300℃的温度范围内具有优异的抗热震性和抗氧化性能。
与现有技术不同，本发明所述宽温域抗烧蚀涂层为“三明治”结构，过渡层为SiBCN陶瓷，中间层为ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层，最外层为SiBCN封填层；本发明首次采用单独成分SiBCN作为ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层与基体材料的致密过渡层，本发明发现首先采用例如PIP法制备SiBCN致密过渡层不仅可以使基体表面组织均匀，减少大尺寸孔隙，便于后期喷涂超高温陶瓷涂层，还可以更有效地缓解高温使用时超高温陶瓷层与复合材料基体之间的热应力(热膨胀系数：例如C/C～1×10-6K-1，SiBCN～4.5×10-6K-1，ZrB2～5.8×10-6K-1)；随后，本发明例如采用真空等离子喷涂制备ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层，为基体提供有效的宽温域烧蚀防护；最后，本发明首次在ZrB2-SiC-La2O3超高温陶瓷层表面制备致密SiBCN封填层，本发明在例如采用聚合物浸渍-裂解法(PIP)制备SiBCN封填层时，利用SiBCN的聚合物前驱体溶液粘度低(<200mPa·s)的优点，前驱体不仅可以浸渍入ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层内部孔隙，经过高温裂解后形成SiBCN致密陶瓷，填补ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层中的部分孔隙，降低空隙率，进一步提高了ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层本身的高温抗氧化耐烧蚀作用，还可以在表面形成一层致密的SiBCN陶瓷膜，在高温下阻碍氧化性气氛向材料内部扩散。
本发明中的所述宽温域抗烧蚀涂层在温度低于1200℃氧化烧蚀环境下，SiBCN具有良好的抗氧化耐烧蚀性能，SiBCN和ZrB2中的B氧化后产生B2O3玻璃相，填入孔隙和裂纹中，可实现自愈合功能；当材料表面温度在1200～1700℃范围内变化时，气态B2O3迅速挥发，SiC结合ZrB2(二硼化锆)是中温抗氧化成分，玻璃态SiO2可以填入ZrO2骨架结构中，形成以ZrO2(二氧化锆)晶体为骨架的ZrO2-SiO2(二氧化锆-二氧化硅)致密层，降低氧化速率，提供中温抗氧化抗烧蚀防护；而当材料表面温度超过1700℃时，SiO2的挥发速率明显加快，此时La2O3和ZrO2形成的低挥发性复合氧化物可以对涂层中的缺陷、裂纹进行愈合，提高氧化层熔体粘度，降低在燃流冲刷下的烧蚀速率，并且由于SiBCN陶瓷填入了ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的孔隙中，明显降低了形成的低挥发性复合氧化物在燃流冲刷下的烧蚀速率，从而明显提高了ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层和SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN涂层的在高温下的抗氧化耐烧蚀作用，使用本发明制备的多层涂层可以在2100℃高温环境下有效保护陶瓷基复合材料至少700s；因此，本发明制备的SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN涂层真正实现了在800～2100℃宽温域下的协同阻碍氧化性气氛向材料内部迁移，具有优良的抗烧蚀性能，对陶瓷基热结构复合材料起到有效防护作用。
根据一些优选的实施方式，所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层由以摩尔百分比计为60～80％的ZrB2(例如60mol％、65mol％、70mol％、75mol％或80mol％)、10～20％的SiC(例如10mol％、15mol％或20mol％)和10～20％的La2O3(例如10mol％、15mol％或20mol％)混合而成。在本发明中，在所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层中，ZrB2、SiC和La2O3的摩尔百分比(摩尔百分含量)之和为100％。
本发明在一定的设计和计算的基础上，经过大量的不同比例的实验，本发明人发现在所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层中，本发明上述合理的ZrB2、SiC和La2O3的摩尔百分比含量，有利于保证制得具有优良的宽温域环境下的抗烧蚀性能的所述宽温域抗烧蚀涂层，有利于保证高温烧蚀环境下ZrB2-SiC-La2O3涂层的协同自愈合性能，从而可以更有效地阻止氧化性气氛向材料内部迁移，更好地延长高温抗烧蚀时间，对陶瓷基复合材料起到更有效防护作用。
根据一些优选的实施方式，所述SiBCN过渡层的厚度为10～20μm(例如10、12、15、18或20μm)；所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的厚度为150～200μm(例如150、160、170、180、190或200μm)；和/或所述SiBCN封填层的厚度为5～10μm(例如5、6、7、8、9或10μm)。
在本发明中，优选为所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的厚度为150～200μm，当其厚度小于150μm时，会降低所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的高温抗氧化、耐烧蚀能力，而当所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的厚度大于200μm，会由于过厚的ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层与基体材料之间热膨胀系数差异更明显而导致涂层内部的热应力增大，不利于所述SiBCN过渡层起到缓和超高温陶瓷层与基体材料之间的热膨胀差异所引起的热应力的作用，同时也会增大整个所述宽温域抗烧蚀涂层的孔隙率，降低所述宽温域抗烧蚀涂层的结合强度，影响所述宽温域抗烧蚀涂层的高温抗烧蚀性能。
在本发明中，优选为所述SiBCN过渡层的厚度为10～20μm，本发明发现当仅采用SiBCN作为过渡层时，制备薄薄的一层SiBCN过渡层，即可明显缓解厚度为150～200μm的ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层与复合材料基体之间热膨胀系数不匹配的的问题，同时可以有效阻挡高温环境下氧分子渗入陶瓷基等复合材料基体中，本发明发现当仅采用SiBCN作为封填层时，制备薄薄的一层SiBCN封填层，即可明显降低La2O3和ZrO2形成的低挥发性复合氧化物在燃流冲刷下的烧蚀速率，从而明显提高了ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层在高温下的抗氧化耐烧蚀作用；使用本发明的多层涂层孔隙率小，表面粗糙度低，可以在2100℃高温环境下有效保护陶瓷基复合材料至少700s。
本发明在第二方面提供了本发明在第一方面所述的宽温域抗烧蚀涂层的制备方法，所述方法包括如下步骤：
(1)采用聚合物浸渍-裂解法(PIP法)在基体材料的表面制备SiBCN过渡层；
(2)采用真空等离子喷涂法(VPS法)在步骤(1)得到的SiBCN过渡层上制备ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层；和
(3)采用聚合物浸渍-裂解法(PIP法)在步骤(2)得到的ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层上制备SiBCN封填层，由此在基体材料上制得所述宽温域抗烧蚀涂层。
本发明方法采用聚合物浸渍-裂解法结合真空等离子喷涂法在基体材料表面在基体材料例如陶瓷基复合材料表面制备了致密、高温抗烧蚀性能优异的SiBCN过渡层+ZrB2-SiC-La2O3超高温陶瓷层+SiBCN封填层；本发明在采用聚合物浸渍-裂解法(PIP)制备SiBCN封填层时，利用SiBCN的聚合物前驱体溶液粘度低(<200mPa·s)的优点，前驱体不仅可以浸渍入ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层内部孔隙，经过高温裂解后形成SiBCN致密陶瓷，填补ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层中的部分孔隙，降低空隙率，进一步提高了ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层本身的高温抗氧化耐烧蚀作用，还可以在表面形成一层致密的SiBCN陶瓷膜，在高温下阻碍氧化性气氛向材料内部扩散；使用本发明制备的多层涂层孔隙率小，表面粗糙度低，可以在2100℃高温环境下有效保护陶瓷基复合材料至少700s。
本发明的制备方法具有工艺简单可控、效率高、便于大规模的工业化生产等优点；此外，本发明中的真空等离子喷涂方法具有射流温度高、流速快、沉积效率高，喷涂时粉末不发生高温氧化，涂层厚度及结构可控，结合强度高，设备操作简捷等优点，在制备超高温陶瓷面层方面具有一定的优势，因而可以更好地在基体材料表面快速制备孔隙率低、表面粗糙度低、结合强度高以及高温抗烧蚀性能优异的所述宽温域抗烧蚀涂层。
根据一些优选的实施方式，所述方法还包括在进行步骤(1)之前，先对所述基体材料进行预处理的步骤，所述预处理的步骤为：先对所述基体材料的表面进行打磨，然后将打磨后的所述基体材料于乙醇溶液中进行清洗，如此有利于提高涂层与基材之间的结合力；优选地，依次使用240号(240#)、600号(600#)、1000号(1000#)砂纸打磨基体材料的表面，随后在乙醇溶液中超声清洗10～20min(例如10、12、14、16、18或20min)备用。
根据一些优选的实施方式，所述SiBCN过渡层或所述SiBCN封填层的制备包括如下子步骤：
a、采用SiBCN前驱体溶液浸渍基体材料，得到浸渍有SiBCN前驱体溶液的基体材料；在本发明中，所述SiBCN前驱体溶液采用有机溶剂稀释SiBCN前驱体得到；所述SiBCN前驱体为聚硼硅氮烷；所述有机溶剂为甲苯或二甲苯，优选为二甲苯；在本发明中，所述SiBCN前驱体溶液为浓度为5～30wt％的，粘度<200mPa·s的低粘度SiBCN前驱体溶液；
b、将步骤a得到的浸渍有SiBCN前驱体溶液的基体材料依次进行固化和高温裂解的步骤；和
c、重复步骤a和b多次，得到所述SiBCN过渡层或所述SiBCN封填层。
根据一些优选的实施方式，所述浸渍的真空度为0.05～0.09MPa(例如0.05、0.06、0.07、0.08或0.09MPa)，所述浸渍的压力为1～3MPa(例如1、1.5、2、2.5或3MPa)，所述浸渍的时间为1～2h(例如1、1.5或2h)；所述固化的温度为200～400℃(例如200℃、250℃、300℃、350℃或400℃)，所述固化的压力为1～3MPa(例如1、1.5、2、2.5或3MPa)，所述固化的时间为2～4h(例如2、2.5、3、3.5或4h)；和/或在惰性气氛(例如氮气或氩气)下进行步骤b中所述的高温裂解，所述高温裂解的温度为800～1200℃(例如800℃、850℃、900℃、950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃或1200℃)，所述高温裂解的时间为2～4h(例如2、2.5、3、3.5或4h)。
根据一些优选的实施方式，在制备所述SiBCN过渡层的过程中，重复步骤a和b的次数为5～10次(例如5、6、7、8、9或10次)；或在制备所述SiBCN封填层的过程中，重复步骤a和b的次数为2～3次(例如2或3次)。
根据一些优选的实施方式，所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的制备包括如下子步骤：
S1、将ZrB2粉、SiC粉和La2O3粉混合均匀，得到ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末，然后将所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末装入真空等离子喷涂设备的送粉器中并进行干燥处理；
S2、将制备有所述SiBCN过渡层的基体材料固定在真空等离子喷涂设备的真空室内的转动台上；和
S3、通过真空等离子喷涂法在基体材料的所述SiBCN过渡层上制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层。
根据一些优选的实施方式，在步骤S1中，在将所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末装入真空等离子喷涂设备的送粉器中之前，先将所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末经过喷雾造粒形成中空球形微米粉，所述中空球形微米粉的粒径为10～50μm。在本发明中，所述ZrB2-SiC-La2O3复相喷涂粉末优选为粒径在10～50μm范围的中空球形微米粉，有利于更好地保证ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的均匀性以及ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层成分和粉末成分的一致性，并且有利于使得ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层与SiBCN过渡层之间的结合性更好，从而得到性能更加优异的所述宽温域抗烧蚀涂层。
根据一些优选的实施方式，在步骤S1中，所述干燥处理的温度为70～80℃(例如70℃、75℃或80℃)，所述干燥处理的时间为6～8h(例如6、6.5、7、7.5或8h)。
根据一些优选的实施方式，在进行步骤S3之前，采用等离子射流加热的方式使得基体材料的所述SiBCN过渡层的表面的温度为800～900℃(例如800℃、850℃或900℃)，如此能提高涂层与基材之间的结合力；在本发明中，例如可以在通过真空等离子喷涂法进行粉末喷涂作业之前，采用等离子射流加热沉积有所述SiBCN过渡层的基体材料的表面的温度至800～900℃并在整个所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的制备过程中采用等离子射流持续加热以使得所述基材(复合材料基体)的表面的温度为800～900℃。
根据一些优选的实施方式，在步骤S3制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的过程中，电弧电压为20～30V(例如20、25或30V)，电弧电流为1000～1200A(例如1000、1100或1200A)，喷涂距离为400～600mm(例如400、450、500、550或600mm)，送粉速率(送粉率)为10～30g/min(例如10、15、20、25或30g/min)，沉积时间为3～5min(例如3、3.5、4、4.5或5min)。
根据一些优选的实施方式，在制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的过程中，以氩气和氮气为等离子气体，氩气(Ar)的流量为30～60L/min(例如30、35、40、45、50、55或60L/min)，氮气(N2)的流量为2～10L/min(例如2、3、4、5、6、7、8、9或10L/min)，转动台的转速(基体材料的转速)为5～15r/min(例如5、6、7、8、9、10、11、12、13、14或15r/min)。
根据一些优选的实施方式，在制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的过程中，喷涂功率为30～80kW(例如30、35、40、45、50、60、65、70、75或80kW)。
本发明方法喷涂时可在真空室外设置、调整真空度、电流、等离子气体组成及比例等工艺参数，从而获得不同组织和结构的涂层；本发明方法优选为在制备所述ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层的过程中对真空等离子喷涂的工艺参数进行调节优化，有利于使得涂层的沉积速度更快，沉积效率更高，并且有利于使得涂层更加均匀、涂层厚度和结构更加可控。
根据一些具体的实施方式，本发明所述的宽温域抗烧蚀涂层的制备方法包括如下步骤：
①准备Cf/SiC陶瓷基复合材料基体圆片，尺寸为Φ30×10mm(直径为30mm，厚度为10mm)，分别用240#、600#、1000#砂纸打磨表面，放入乙醇溶液中进行超声波清洗10～20min后，随后将Cf/SiC基材放入烘箱中，升温至80℃并保温4h后备用。
②将Cf/SiC复合材料浸入SiBCN聚合物前驱体溶液中，浸渍过程的真空度为0.05～0.09MPa，浸渍压力为1～3MPa，浸渍时间为1～2h。接着对材料进行前驱体固化，固化温度为200～400℃，固化压力为1～3MPa，固化时间持续2～4h。随后对材料进行惰性气氛下的高温裂解，裂解温度为800～1200℃，保温时间为2～4h。重复上述浸渍-固化-裂解过程5～10次，制备获得10～20μm的SiBCN过渡层。
③选择喷雾造粒后制备的ZrB2-SiC-La2O3球形混合微米粉末(成分为ZrB2：60～80％；SiC：10～20％；La2O3：10～20％，mol％)，粉末粒度范围为10～50μm。
④将ZrB2-SiC-La2O3球形混合微米粉末装入真空等离子喷涂设备的送粉器中进行干燥处理，处理温度为70～80℃，随后保温6～8h。
⑤采用真空等离子喷涂方法制备ZrB2-SiC-La2O3超高温复相涂层，具体操作如下：
将带有SiBCN过渡层的C/SiC材料试样装配在真空喷涂室的自动工件运动台上。关闭真空室后降低气压至5×103～7×103Pa，点燃等离子喷枪，待射流稳定后调整工艺参数：喷涂功率30～80kW，电弧电压(喷涂电压)为20～30V，喷涂电流(电弧电流)为1000～1200A，送粉率(送粉速率)10～30g/min，喷涂距离400～600mm，主气流量Ar气30～60L/min，辅助气体N2流量2～10L/min。在进行粉末喷涂作业之前，使用等离子射流加热基体(SiBCN过渡层的C/SiC材料试样)表面至800～900℃后，打开送粉器开始送粉，沉积3～5min后得到厚度为150～200μm的ZrB2-SiC-La2O3陶瓷中间层。
⑥逐渐减小喷涂电流至400A，降低辅助气体N2气流量至0L/min后熄灭等离子喷枪；待真空喷涂室冷却后(例如冷却到温度在100℃以下)，充入空气，打开喷涂舱室并取出沉积涂层后的陶瓷基复合材料。
⑦将带有SiBCN过渡层和ZrB2-SiC-La2O3中间层的Cf/SiC复合材料再次浸入SiBCN聚合物前驱体溶液中，浸渍过程的真空度为0.05～0.09MPa，浸渍压力为1～3MPa，浸渍时间为1～2h。接着对材料进行前驱体固化，固化温度为200～400℃，固化压力为1～3MPa，固化时间持续2～4h。随后对材料进行惰性气氛下的高温裂解，裂解温度为800～1200℃，保温时间为2～4h。重复上述浸渍-固化-裂解过程2～3次，制备获得5～10μm的SiBCN封填层。
本发明在第三方面提供了包含本发明在第一方面所述的宽温域抗烧蚀涂层或本发明在第二方面所述的制备方法制得的宽温域抗烧蚀涂层的复合材料。
下面结合实施例对本发明作进一步说明。这些实施例只是就本发明的优选实施方式进行举例说明，本发明的保护范围不应解释为仅限于这些实施例。
实施例1
本实施例在Cf/SiC陶瓷基复合材料基体表面制备SiBCN过渡层+ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层+SiBCN封填层。
①准备Cf/SiC陶瓷基复合材料基体圆片，尺寸为Φ30×10mm(直径为30mm，厚度为10mm)，分别用240#、600#、1000#砂纸打磨表面，放入乙醇溶液中进行超声波清洗10min后，随后将Cf/SiC基材放入烘箱中，升温至80℃并保温4h后备用。
②将Cf/SiC复合材料浸入SiBCN聚合物前驱体溶液(使用有机溶剂二甲苯稀释SiBCN前驱体(聚硼硅氮烷)得到)中，浸渍过程的真空度为0.09MPa，浸渍压力为1MPa，浸渍时间为2h。接着对材料进行前驱体固化，固化温度为300℃，固化压力为1MPa，固化时间持续3h。随后对材料进行Ar气氛下的高温裂解，裂解温度为1000℃，保温时间为2h。重复上述浸渍-固化-裂解过程5次，制备获得10μm的SiBCN过渡层。
③选择喷雾造粒后制备的ZrB2-SiC-La2O3球形混合微米粉末(成分为ZrB2：70％；SiC：15％；La2O3：15％，mol％)，粉末粒度范围为10～50μm。
④将ZrB2-SiC-La2O3球形混合微米粉末装入送粉器中，加热粉末至80℃，干燥6h。
⑤采用真空等离子喷涂方法制备ZrB2-SiC-La2O3超高温复相涂层，具体操作如下：
将带有SiBCN过渡层的C/SiC材料试样装配在真空喷涂室的自动工件运动台上。关闭真空室后点燃等离子喷枪，待射流稳定后调整工艺参数：喷涂功率30kW，喷涂电压为20V，喷涂电流为1000A，送粉率20g/min，喷涂距离500mm，主气流量Ar气30L/min，辅助气体N2流量4L/min。使用等离子射流加热基体(带有SiBCN过渡层的C/SiC材料试样)表面至800℃后，打开送粉器开始送粉，沉积5min后得到厚度为200μm的ZrB2-SiC-La2O3陶瓷中间层。
⑥逐渐减小喷涂电流至400A，降低辅助气体N2气流量至0L/min后熄灭等离子喷枪；待真空喷涂室冷却后，充入空气，打开喷涂舱室并取出沉积涂层后的陶瓷基复合材料。
⑦将带有SiBCN过渡层和ZrB2-SiC-La2O3中间层的Cf/SiC复合材料再次浸入SiBCN聚合物前驱体溶液(使用有机溶剂二甲苯稀释SiBCN前驱体(聚硼硅氮烷)得到)中。重复步骤②中所述的浸渍-固化-裂解过程3次，制备获得5μm的SiBCN过渡层。最后得到厚度为215μm的SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层。
对本实施例制备好的SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层的孔隙率、表面粗糙度、高温抗烧蚀进行了测试。根据《GB/T 15749-2008定量金相测定方法》标准，测得ZrB2-SiC-La2O3涂层的孔隙率<5％。采用粗糙度仪测试ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷涂层的表面粗糙度Ra<5μm，Rz<20μm，说明涂层表面平整均匀，表面粗糙度低。按照《GJB323A-96烧蚀材料烧蚀试验方法》，对具有本实施例SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层的Cf/SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验，通过调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度分别为800℃、1200℃、1600℃和2100℃，烧蚀时间均为700s，结果显示烧蚀后复合材料均结构完整，说明本实施例的SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层在800℃、1200℃、1600℃和2100℃环境下均可以有效保护陶瓷基复合材料至少700s，本实施例的SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层在2100℃下烧蚀时间为700s后，通过测量涂层的表面尺寸得到涂层表面褶皱或剥离面积为6.3％。当材料表面烧蚀温度达到2100℃时，具有本发明SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层的材料与相同基材无涂层材料相比线烧蚀率降低约50％，充分说明涂覆SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层后显著提高了Cf/SiC陶瓷基复合材料的宽温域抗烧蚀性能。
特别说明的是，在本发明中，烧蚀后，当SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层表面褶皱或剥离面积小于等于10％时，可认为烧蚀后Cf/SiC陶瓷基复合材料结构完整，涂层有效保护了陶瓷基复合材料；烧蚀后，当SiBCN/ZrB2-SiC-La2O3/SiBCN复合陶瓷涂层表面褶皱或剥离面积大于10％时，可认为烧蚀后Cf/SiC陶瓷基复合材料结构受到破坏，涂层不能有效保护陶瓷基复合材料了。
对比例1
对比例1与实施例1基本相同，不同之处在于不包括步骤⑦，即不制备SiBCN封填层，在Cf/SiC陶瓷基复合材料基体表面制备由SiBCN过渡层+ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层形成的复合涂层。
采用与实施例1相同的测试方法对具有本对比例制备好的复合涂层的Cf/SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验；在本对比例中，对涂覆涂层的Cf/C-SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验，通过调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度分别为800℃、1200℃和1600℃，烧蚀时间均为700s，结果显示烧蚀后复合材料均结构完整，当调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度为2100℃，烧蚀时间为450s后，通过测量本对比例涂层的表面尺寸得到涂层表面褶皱或剥离面积为10.5％，说明烧蚀450s后Cf/SiC陶瓷基复合材料的结构受到了破坏，在2100℃高温环境下由SiBCN过渡层+ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层形成的复合涂层可以有效保护陶瓷基复合材料不大于450s。
对比例2
本对比例在Cf/SiC陶瓷基复合材料基体表面制备由SiC陶瓷过渡层+SiBCN陶瓷过渡层+SiBCN陶瓷封孔层+CVD-SiC涂层封孔层+ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层形成的复合涂层。
①SiC陶瓷过渡层的制备：以聚碳硅烷为溶质，以二甲苯为溶剂，溶质占先驱体溶液重量百分比的50％，配置聚碳硅烷二甲苯溶液：将Cf/SiC陶瓷基复合材料置于聚碳硅烷二甲苯溶液中，真空浸渍10h以上；浸渍完成后，将Cf/SiC陶瓷基复合材料置于高温裂解炉中，抽真空至小于5kPa，1000℃～1300℃下高温裂解2小时，获得具有SiC陶瓷过渡层的Cf/SiC复合材料。
②SiBCN陶瓷过渡层的制备：以聚环硼氮烷为溶质，以二甲苯为溶剂，溶质占先驱体溶液重量百分比的50％，配置聚环硼氮烷二甲苯溶液：将步骤①中完成制备SiC陶瓷过渡层的Cf/SiC复合材料置于的聚环硼氮烷二甲苯溶液中，真空浸渍10h以上，进而置于高温裂解炉中，抽真空至小于5kPa，高温裂解温度为1200℃，保温2小时，获得具有SiC和SiBCN陶瓷过渡层的Cf/SiC复合材料。
③SiBCN陶瓷封孔层的制备：以聚碳硅烷为溶质，以二甲苯为溶剂，溶质占先驱体溶液重量百分比的50％，配置聚碳硅烷二甲苯溶液：称取与聚碳硅烷相同重量的h-BN粉体，置于聚碳硅烷二甲苯溶液中充分搅拌，获得SiBCN浆料。将SiBCN浆料均匀涂覆在步骤②中具有SiC和SiBCN陶瓷过渡层的Cf/SiC复合材料表面，进而置于高温裂解炉中，抽真空至小于5kPa，高温裂解温度为1200℃，保温2小时，获得具有SiBCN陶瓷封孔层的Cf/SiC复合材料。
④CVD-SiC涂层封孔层的制备：将步骤③制备SiBCN陶瓷封孔层的Cf/SiC复合材料置于SiC化学气相沉积炉中，以三氯甲基硅烷为气源，Ar为稀释气体，H2为载气，温度为1000℃，总压为3kPa，在沉积炉中形成厚度20μm的涂层，完成CVD-SiC涂层封孔层的制备，获得具有SiBCN陶瓷和CVD-SiC涂层封孔层的Cf/SiC复合材料。
⑤ZrB2-SiC-La2O3超高温复相涂层的制备：将获得具有SiBCN陶瓷和CVD-SiC涂层封孔层的Cf/SiC复合材料试样装配在真空喷涂室的自动工件运动台上。关闭真空室后点燃等离子喷枪，待射流稳定后调整工艺参数：喷涂功率30kW，喷涂电压为20V，喷涂电流为1000A，送粉率20g/min，喷涂距离500mm，主气流量Ar气30L/min，辅助气体N2流量4L/min。使用等离子射流加热基体表面至800℃后，打开送粉器开始送粉，沉积5min后得到厚度为200μm的ZrB2-SiC-La2O3陶瓷中间层。
⑥逐渐减小喷涂电流至400A，降低辅助气体N2气流量至0L/min后熄灭等离子喷枪；待真空喷涂室冷却后，充入空气，打开喷涂舱室并取出沉积涂层后的陶瓷基复合材料。
采用与实施例1相同的测试方法对具有本对比例制备好的复合涂层的Cf/SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验；在本对比例中，对涂覆涂层的Cf/C-SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验，通过调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度分别为800℃、1200℃和1600℃，烧蚀时间均为700s，结果显示烧蚀后复合材料均结构完整，当调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度为2100℃，烧蚀时间为480s后，通过测量本对比例涂层的表面尺寸得到涂层表面褶皱或剥离面积为10.6％，说明烧蚀480s后Cf/SiC陶瓷基复合材料的结构受到了破坏，在2100℃高温环境下由SiC陶瓷过渡层+SiBCN陶瓷过渡层+SiBCN陶瓷封孔层+CVD-SiC涂层封孔层+ZrB2-SiC-La2O3超高温复相陶瓷层形成的复合涂层可以有效保护陶瓷基复合材料不大于480s。
对比例3
本对比例在Cf/SiC陶瓷基复合材料基体表面制备由SiBCN过渡层+ZrB2-SiC-LaB6复相陶瓷层+SiBCN封填层形成的复合涂层。
本对比例与实施例1基本相同，不同之处在于：
③选择喷雾造粒后产生的ZrB2-SiC-LaB6中空球形微米粉末(摩尔成分为ZrB2：70％；SiC：15％；LaB6：15％，mol％)，中空球形微米粉的粒度范围为15～45μm；在沉积有SiBCN过渡层的Cf/SiC复合材料上制备ZrB2-SiC-LaB6复相陶瓷层。采用实施例1中相同的方法通法真空等离子喷涂方法制备ZrB2-SiC-LaB6复相陶瓷层。
采用与实施例1相同的测试方法对具有本对比例制备好的复合涂层的Cf/SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验；在本对比例中，对涂覆涂层的Cf/C-SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验，通过调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度分别为800℃、1200℃和1600℃，烧蚀时间均为700s，结果显示烧蚀后复合材料均结构完整，当调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度为2100℃，烧蚀时间为510s后，通过测量本对比例涂层的表面尺寸得到涂层表面褶皱或剥离面积为13.9％，说明烧蚀510s后Cf/SiC陶瓷基复合材料的结构受到了破坏，在2100℃高温环境下由SiBCN过渡层+ZrB2-SiC-LaB6复相陶瓷层+SiBCN封填层形成的复合涂层可以有效保护陶瓷基复合材料不大于510s。
对比例4
本对比例采用化学气相沉积结合浆料刷涂-烧结技术在陶瓷基复合材料表面制备由SiC过渡层+B4C-SiC-ZrB2陶瓷面层形成的复合涂层。
①准备Cf/SiC陶瓷基复合材料基体圆片，尺寸为Φ30×10mm(直径为30mm，厚度为10mm)，分别用240#、600#、1000#砂纸打磨表面，放入乙醇溶液中进行超声波清洗10min后，随后将Cf/SiC基材放入烘箱中，升温至80℃并保温4h后备用。
②将Cf/SiC陶瓷基复合材料置于高温炉中，升温至1000℃，采用三氯甲基硅烷蒸气作为制备SiC涂层的原料，沉积时间为40h，待炉内温度降至室温后将样品取出。
③将40wt.％B粉，30wt.％Si粉，30wt.％ZrB2粉混合后，取5g混合纳米粉末填料与5g Si-Ti改性酚醛树脂混合均匀后，加入0.3g六次甲基四氨固化剂和5g乙二醇稀释剂后，超声分散1h，浆料内的混合粉末填料完全溶解，无明显气泡。
④用油画笔刷蘸取浆料，在SiC过渡层表面均匀刷涂浆料。
⑤将刷涂涂层后的样件置于烘箱中，在大气环境下、130℃固化4h。
⑥将固化后的试样放置于高温炉内，在氩气环境保护下、1500℃保温2h，样品随炉冷却后取出即可获得所述由SiC过渡层+B4C-SiC-ZrB2陶瓷面层形成的复合涂层(SiC/B4C-SiC-ZrB2涂层)。
采用与实施例1相同的测试方法对具有本对比例制备好的SiC/B4C-SiC-ZrB2复合涂层的Cf/SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验；在本对比例中，对涂覆涂层的Cf/C-SiC陶瓷基复合材料进行高温抗烧蚀试验，通过调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度分别为800℃、1200℃和1600℃，烧蚀时间均为700s，结果显示烧蚀后复合材料均结构完整，当调整试验参数使烧蚀过程材料表面的温度为2100℃，烧蚀时间为190s后，通过测量本对比例涂层的表面尺寸得到涂层表面褶皱或剥离面积为19.3％，说明烧蚀190s后Cf/SiC陶瓷基复合材料的结构受到了破坏，在2100℃高温环境下由SiC过渡层+B4C-SiC-ZrB2陶瓷面层形成的复合涂层可以有效保护陶瓷基复合材料不大于190s。
最后说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细说明，本领域普通技术人员应当理解：其依然可以对各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。
