等離子體輔助電子束物理氣相沉積制備熱防護涂層

彭 徽，郭洪波，宮聲凱，徐惠彬

（北京航空航天大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191）

彭 徽

講師，主要從事電子束物理氣相沉積技術(shù)研究。近年來承擔(dān)國家自然科學(xué)基金項目1項，并參與多項973、863及預(yù)研課題。已發(fā)表論文20余篇，授權(quán)國家發(fā)明專利6項。

電子束物理氣相沉積（Electron Beam-Physical Vapor Deposition，EBPVD）是利用電子束作為熱源的一種真空涂層制備技術(shù)，即通過磁偏轉(zhuǎn)使得高能電子束轟擊靶材表面，使材料快速熔化和蒸發(fā)并在基體沉積成膜。EB-PVD技術(shù)具有蒸發(fā)速率高、可實現(xiàn)多元靶材共蒸發(fā)、真空條件下材料污染小等優(yōu)點，是制備高質(zhì)量薄膜、涂層以及薄板的重要手段。近年來隨著先進航空發(fā)動機技術(shù)的發(fā)展，采用EB-PVD技術(shù)制備熱端部件抗氧化、抗腐蝕及耐磨損涂層受到了廣泛的關(guān)注。例如，國內(nèi)研究機構(gòu)包括北京航空航天大學(xué)[1]、北京航空材料研究院[2]以及北京航空制造工程研究所[3]等率先開展了熱障涂層制備技術(shù)研究，并通過將制備工藝與材料技術(shù)相結(jié)合，開發(fā)出了、等新型熱障涂層材料和新型多層結(jié)構(gòu)熱障涂層[6-7]；哈爾濱工業(yè)大學(xué)采用EB-PVD技術(shù)成功研制出了TiAl、Ni基合金以及復(fù)合材料薄板[8-9]；此外，采用EB-PVD制備功能材料薄膜，如SiC[12]、等均已有大量報道。

EB-PVD涂層的生長過程及微觀結(jié)構(gòu)主要受到基板溫度、沉積速率以及沉積粒子能量的影響。由Movchan提出的結(jié)構(gòu)區(qū)域模型（Structure Zone Model，SZM）可知，提高成膜時的基板溫度有利于提高涂層的致密性[14]。但基板材料受其自身熔點限制（如鋁合金、鈦合金等）不能承受過高的溫度。Messier在上述模型的基礎(chǔ)上將沉積原子轟擊對成膜的影響引入了SZM模型，同時考慮了熱擴散和基板偏壓的作用[15]。當(dāng)基板施加負偏壓時，偏壓部分取代了溫度的作用效果，提高了沉積原子的能量，增強了原子在基板表面的運動能力，對于減輕陰影效應(yīng)影響、減少膜層缺陷及提高成膜質(zhì)量等方面有顯著效果。

偏壓作用的對象往往是離化的沉積粒子。在這種情況下，蒸發(fā)鍍膜過程轉(zhuǎn)變?yōu)榈入x子體輔助鍍膜[16]。等離子體輔助EB-PVD是把等離子體技術(shù)和EB-PVD有機結(jié)合起來，在涂層沉積過程中通過引入等離子體改變沉積粒子能量，實現(xiàn)涂層微觀結(jié)構(gòu)的調(diào)控，從而獲得優(yōu)異的涂層性能；在偏壓作用下的等離子體蒸氣具有一定的繞射性，可提高復(fù)雜工件表面的覆蓋率；此外，等離子體可以促進某些沉積過程中的化學(xué)反應(yīng)，實現(xiàn)反應(yīng)沉積。

等離子體輔助EB-PVD

等離子體輔助EB-PVD可以追溯到20世紀70年代由美國Bunshah發(fā)明的活性反應(yīng)蒸發(fā)（ARE），即通過在蒸發(fā)坩堝上方放置一個陽極電極吸引電子束蒸發(fā)時坩堝中的二次電子引發(fā)輝光放電，將蒸發(fā)物部分電離，同時也可以實現(xiàn)反應(yīng)離子鍍膜。采用ARE方法可成功制備出氮化物、碳化物等薄膜[17-18]，其離化率大約在15%～20%。在此基礎(chǔ)上，20世紀80年代由Balzers公司研發(fā)的熱絲弧輔助EB-PVD在刀具涂層上得到了推廣應(yīng)用，該方法的離化率較高，制備出的膜層細膩[19]。此外，多種等離子體激發(fā)方式，包括電子?。‥B shower）沉積[20]、射頻電離[21]等方式也有報道。

當(dāng)采用等離子槍輔助蒸發(fā)沉積時，就實現(xiàn)了離子束輔助沉積（Ion Beam Assisted Deposition，IBAD）。IBAD技術(shù)實現(xiàn)靈活，可以搭配不同種類的離子源（霍爾源、陽極層等），且離子能量、種類可調(diào)。現(xiàn)在已經(jīng)用IBAD制備出TiC、TiN及TiAlN等化合物薄膜。另外，硬Cr和具有“zigzag”形式的YSZ涂層采用該方法成功制備[22-23]。

為滿足工業(yè)生產(chǎn)需求，等離子源需要與大功率EB-PVD相匹配來實現(xiàn)高速大面積涂層的制備。德國Fraunhofer研究院開發(fā)出了無弧點電弧沉積技術(shù)（Spotless Arc Activated Deposition，SAD），并用于高速大尺寸鋼帶鍍膜[24]。在鍍膜過程中，靶材采用電子束加熱熔化，當(dāng)靶材的溫度足夠高發(fā)射出熱電子后，蒸氣團與坩堝上方的陽極之間引發(fā)電弧放電。根據(jù)靶材蒸發(fā)速率和陽極電壓的高低，電弧放電電流可高達幾百至幾千A，放電電壓一般為10～50V。由于陰極放電面積大，陰極的電流密度大大降低，大約在幾十A/cm2，避免了通常冷陰極電弧由于電流密度過高而帶來的大液滴問題，離化率可高達約50%，沉積速率最大1μm/s。但這種方法僅僅適用于一些熔點較高，能夠維持熱陰極電弧放電的材料，如Ti、Zr、W、Ta等難熔金屬。對于一些低熔點金屬或合金，由于在熔化時無法發(fā)射足夠的熱電子，往往不能采用SAD方法。另一種由Fraunhofer研究院開發(fā)的空心陰極沉積（Hollow Cathode Activiated Deposition，HAD）幾乎可以適用包括陶瓷等所有材料體系中[25-26]。在這種方法中，通過空心陰極產(chǎn)生的低壓大電流電子束來離化蒸發(fā)出的蒸氣，實現(xiàn)等離子輔助沉積。目前，采用空心陰極槍陣列組成的大面積離化源已得到應(yīng)用[20-21]。

熱陰極電弧輔助EB-PVD制備MCrAlY涂層

MCrAlY（M=Ni，Co或 Ni+Co）涂層是當(dāng)前應(yīng)用在航空渦輪發(fā)動機上重要的抗氧化腐蝕涂層。當(dāng)前制備MCrAlY涂層的主要方法是熱噴涂、多弧離子鍍以及EB-PVD。雖然采用EB-PVD涂層的成本較高，但EB-PVD對于制備高性能渦輪葉片的MCrAlY涂層仍是最好的選擇。

“視線”過程是EB-PVD技術(shù)的主要缺點：沉積時由于蒸汽有限的入射角會帶來陰影效應(yīng)（shadow effect），從而引入線性或柱狀晶缺陷，這種缺陷常常形成宏觀的線性缺陷貫穿整個MCrAlY涂層。在高溫氧化腐蝕性環(huán)境下，氧或其他腐蝕性氣體、液體等容易沿缺陷穿透涂層，降低涂層的防護性能[27]。

采用等離子體輔助EB-PVD可實現(xiàn)MCrAlY涂層的微觀結(jié)構(gòu)改性。如前文所述，SAD方法具有沉積速率快、離化率高的特點，但不能適用于低熔點合金（如MCrAlY靶材）。為了解決這一問題，通過在MCrAlY靶材上方放置一定量的金屬Nb（純度＞99.9%）形成Nb熔池來提高熔池溫度從而提高電子發(fā)射率，以便引燃熱陰極電弧放電。引入Nb熔池同時有利于實現(xiàn)靶材各個組元共蒸發(fā)，保持涂層與靶材成分的一致。圖1所示為NiCoCrAlY靶材電弧引燃前后的照片。

圖1 NiCoCrAlY靶材電弧引燃Fig.1 Ignition arc of NiCoCrAlY target

圖2所示為傳統(tǒng)EB-PVD涂層和等離子輔助EB-PVD涂層的微觀結(jié)構(gòu)對比（基板溫度800℃；等離子體放電參數(shù)為電壓20 V，電流100 A；基板偏壓-100V）[28]。成分測試表明，2種涂層具有相似的平均成分，Al含量均在9%左右。涂層由γ’和β雙相組成，但存在顯著結(jié)構(gòu)差異：EB-PVD涂層的β相以島狀形貌析出，析出相形貌不規(guī)則；而等離子輔助工藝獲得的涂層中β相以片層狀析出，各個β片層呈取向排列，沿垂直與涂層/基體界面的方向生長。同時可以直觀觀察到后者涂層中β相的數(shù)量要高于前者。

圖2 4h熱處理后涂層截面形貌Fig.2 Cross-sections of coatings after 4h annealing

不同的涂層結(jié)構(gòu)導(dǎo)致不同的抗氧化性能。經(jīng)在1100℃高溫氧化100h后可得到傳統(tǒng)EB-PVD涂層和等離子輔助EB-PVD涂層的氧化速率常數(shù)kp為 2.85×10-6mg2·cm-4·s-1和 9.94×10-7mg2·cm-4·s-1。可見，等離子體輔助工藝得到的涂層的氧化速率低于EB涂層。主要原因在于Al元素在涂層中的擴散通道主要有 3個：自由表面（DS）、晶界（DB）、晶格（DL）。一般而言，對于涂層高溫氧化過程來說，Al元素從涂層內(nèi)部向表面的遷移過程主要是通過晶界和晶格擴散。而據(jù)文獻報道，大量的亞晶界[29]和相界（DP）[30]對于Al的外擴散也有幫助。其中，晶界擴散系數(shù)比晶格擴散系數(shù)要高4～5個數(shù)量級，擴散激活能低20%～30%；而相界的擴散系數(shù)要高3～4個數(shù)量級，擴散激活能低10%。因而對于等離子體涂層來說，涂層中存在大量的近乎于垂直涂層生長尺寸細小的β相，大量的γ’/β相界將作為Al元素外擴散的快速通道。在氧化時，Al通過高密度的相界（同時也有晶界）擴散到涂層表面，促進了保護性氧化膜的生成。

圖3所示為對SAD技術(shù)制備MCrAlY涂層的進一步改進。在圖1所示的SAD沉積過程中，需要采用水冷環(huán)形陽極作為放電電極。但當(dāng)經(jīng)長時間蒸發(fā)沉積，粘附在陽極上的涂層過厚時，會發(fā)生涂層剝落掉塊。這將有可能導(dǎo)致陽極與坩堝之間發(fā)生短路，造成等離子輔助沉積過程中斷。在圖3所示的沉積過程中，采用2個帶有Nb熔池的MCrAlY靶材進行共沉積，盛放靶材的2個坩堝相互絕緣并接交流電。在交流電源的作用下，2個坩堝將交替作為陰、陽極發(fā)生熱陰極電弧放電。圖4（a）和（b）所示為引燃電弧放電前、后的照片，在2個坩堝上方均可形成穩(wěn)定工作的等離子體。由于采用金屬蒸氣替代了有型陽極，因此可滿足沉積過程長時間穩(wěn)定工作，同時獲得更大面積的等離子體。

采用EB-PVD制備MCrAlY涂層的基板溫度通常在750℃以上，以保證獲得的涂層具有致密的微觀組織和良好的熱防護性能。但較高的預(yù)熱溫度也導(dǎo)致了EB-PVD裝爐量低、生產(chǎn)效率不高，提高了生產(chǎn)成本。在等離子體輔助沉積條件下，基板偏壓可以提高沉積粒子的能量，因此采用等離子體輔助EB-PVD有望在較低的基板溫度下得到組織致密的MCrAlY涂層，從而可以提高涂層沉積時的裝爐量而降低生產(chǎn)成本（如多弧離子鍍沉積MCrAlY涂層時渦輪葉片裝爐量可達幾十至上百件）。

圖3 雙坩堝放電制備MCrAlY涂層原理示意圖Fig.3 Schematic of deposition of MCrAlY coating by using dual crucible technology

圖4 雙坩堝放電制備MCrAlY涂層電弧Fig.4 Deposition of MCrAlY coating by using dual-crucible technology

采用雙坩堝放電等離子體輔助EB-PV在基板溫度為400℃時制備了NiCoCrAlY涂層。圖5所示為所制備的涂層截面形貌。當(dāng)未使用等離子體輔助時，從圖5（a）的斷口形貌可以看出，較低的基板溫度導(dǎo)致涂層晶粒生長為粗大的錐狀晶組織，在截面形貌圖（圖5（c））中可以觀察到大量貫穿性線性缺陷，經(jīng)真空熱處理后未能完全消除缺陷（圖5（e））；而當(dāng)在沉積過程引入等離子體輔助后（雙坩堝交流放電電壓30V，電流150A；基板偏壓-100V），涂層斷口表現(xiàn)為細小的柱狀晶形貌（圖5（b）），柱狀晶尺寸約 5μm，涂層內(nèi)僅存在少量宏觀缺陷，經(jīng)真空熱處理后缺陷完全消除，涂層組織致密。經(jīng)后續(xù)1100℃高溫氧化測試，等離子體輔助涂層可達到完全抗氧化級別。

空心陰極輔助EB-PVD制備納米多層氮化物涂層

壓氣機葉片是航空發(fā)動機的關(guān)鍵部件。鈦合金由于在較高溫度下具有優(yōu)異的力學(xué)性能，逐漸成為制造先進航空發(fā)動機壓氣機葉片的關(guān)鍵材料。但航空發(fā)動機在服役過程中，鈦合金壓氣機葉片容易受到外部環(huán)境的嚴重沖蝕和腐蝕，造成葉片的損傷甚至造成災(zāi)難性的后果。

在壓氣機葉片表面沉積金屬氮化物涂層是延長鈦合金葉片使用壽命的有效途徑。金屬氮化物涂層硬度高、耐磨性好、膜基結(jié)合力強、具有良好的抗氧化腐蝕性能，其常用的制備方法為多弧離子鍍和磁控濺射。目前，如何獲得高質(zhì)量細膩、致密的涂層以提升抗沖蝕和腐蝕的防護效果是研究熱點和難點。

本文作者嘗試采用空心陰極輔助EB-PVD結(jié)合電子束跳躍束技術(shù)制備了高質(zhì)量的納米多層金屬氮化物涂層，其原理如圖6所示。通過靶材上方安裝的空心陰極電子槍發(fā)射出的低壓大電流電子束實現(xiàn)等離子體激發(fā)；利用電子束在不同靶材間周期跳躍實現(xiàn)不同材料的交替沉積；通過控制電子束在不同靶材上的駐留時間以及時間比例可以實現(xiàn)不同的調(diào)制周期以及調(diào)制比，實現(xiàn)微觀結(jié)構(gòu)設(shè)計。金屬氮化物通過離化蒸氣與N2反應(yīng)沉積實現(xiàn)。

圖5 NiCoCrAlY涂層形貌Fig.5 Morphologies of NiCoCrAlY coating

圖6 空心陰極輔助EB-PVD結(jié)合電子束分束技術(shù)制備納米多層金屬氮化物涂層Fig.6 Schematic of deposition of nano multilayer nitride coatings by using hollow cathode assisted EB-PVD

圖7為采用空心陰極輔助EBPVD制備的單層TiN、TiAlN以及不同調(diào)制周期的TiN/TiAlN多層涂層的斷口形貌。其中，制備4種多層涂層時電子束在Ti和TiAl靶材的停留時間分別為 20s：15s、8s：8s、4s：4s以及 1.5s：1.5s（分別記作M1、M2、M3和M4涂層）?？梢灶A(yù)計，隨著電子束跳躍周期的減小，多層涂層的調(diào)制周期降低。從圖7可以看出，TiN和TiAlN單層涂層呈現(xiàn)明顯的柱狀晶生長形貌，這是PVD涂層最常見的涂層生長形貌。對于4種納米多層涂層，當(dāng)電子束跳躍頻率較低時，涂層仍表現(xiàn)為柱狀晶生長，但其晶粒尺寸比TiN和TiAlN單層涂層更為細小致密（圖 7（c）和（d））；隨著跳躍頻率的增加，涂層的斷口形貌逐漸從柱狀晶形貌轉(zhuǎn)變?yōu)楣饣旅艿念惒ＡB(tài)形貌（圖7（e）和（f））。對M4涂層進行透射電鏡表征（如圖8所示），涂層的調(diào)制周期為3.8nm，涂層由細小的等軸晶組成（如A、B和C所示的3個晶粒），且不同亞層間存在超晶格共格生長（如D區(qū)域所示）。

圖7 PA EB-PVD涂層斷口SEM照片F(xiàn)ig.7 Fracture sections of EB-PVD coatings

圖9總結(jié)了由納米壓痕測試所得到的6種涂層的力學(xué)性能參數(shù)。其中TiN和TiAlN單層涂層的硬度分別為（27.3±1.2）GPa和（32.2±1.2）GPa，與文獻報道中用多弧離子鍍或磁控濺射方法制備的相同成分涂層硬度相當(dāng)[31-32]。可以看出，隨著調(diào)制周期的減小，TiN/TiAlN多層涂層的硬度呈現(xiàn)上升趨勢，特別是當(dāng)涂層調(diào)制周期減小到10nm以內(nèi)時（M4涂層），涂層的硬度顯著增加。在4種多層涂層中，調(diào)制周期為3.8nm的M4涂層具有最高的硬度值（49.6±2.7）GPa，是TiN單層涂層硬度的1.8倍，是TiAlN 單層涂層硬度的1.5倍。除硬度值外，H3/E2的值能夠較好地反映涂層抵抗塑性變形的能力。涂層的抗塑性變形能力H3/E2呈現(xiàn)相同的變化趨勢：M4涂層不僅具有最高的硬度值，還具有最強的抗塑性變形能力，其H3/E2值高達0.74GPa，是TiN單層涂層的7倍，TiAlN單層涂層的3.5倍?？梢?，當(dāng)涂層調(diào)制周期低于10nm時，超晶格共格生長結(jié)構(gòu)對涂層的力學(xué)性能產(chǎn)生了很大影響。涂層的中大量的界面結(jié)構(gòu)和周期應(yīng)力場限制了柱狀晶的生長，獲得的晶粒更細小，引入更多的晶界。在涂層中的晶界、相界（層界）、周期應(yīng)力場的綜合作用下，位錯滑移受限，涂層的硬度和抗塑性變形能力得到大幅度提高?？梢灶A(yù)計，高硬度和高抗塑性變形能力可使這種超晶格共格結(jié)構(gòu)的多層涂層具有良好的抗沖蝕性能，有望成為鈦合金壓氣機葉片的表面防護涂層。

圖8 M4涂層的截面高分電鏡照片（HRTEM）Fig.8 HRTEM images for M4 coating

空心陰極輔助EB-PVD沉積8YSZ涂層

隨著先進燃氣渦輪發(fā)動機技術(shù)的發(fā)展，渦輪前進口溫度不斷提升。先進單晶高溫合金結(jié)合氣膜孔冷卻技術(shù)已經(jīng)無法滿足超高溫使用需求。以8YSZ為代表材料的熱障涂層技術(shù)可實現(xiàn)50～100℃的溫度差，從而達到提高發(fā)動機效率、延長發(fā)動機使用壽命及節(jié)省燃料的目的，已經(jīng)得到了廣泛的持續(xù)關(guān)注。

但涂覆在發(fā)動機葉片表面的熱障涂層在使用時仍存在諸多問題會影響其服役壽命（如熱應(yīng)力匹配、高溫相變、界面結(jié)合以及高溫?zé)Y(jié)等）。其中，熱障涂層在外來物作用下導(dǎo)致的損傷（FOD）包括外物沖擊、沖蝕以及外來物在高溫下熔化后附著形成的沉積物（CaO-MgO-Al2O3-SiO2，CMAS）極大危害了熱障涂層的服役性能。外來物引發(fā)的一系列損傷問題目前尚無有效的解決方法。

圖9 氮化物涂層硬度和抗塑性變形能力變化趨勢Fig.9 Hardness and plastic deformation resistance of nitride coatings

本文作者初步嘗試了采用空心陰極輔助EB-PVD制備YSZ熱障涂層，希望通過等離子體輔助沉積實現(xiàn)YSZ涂層的結(jié)構(gòu)改性，從而提高YSZ涂層抗外來物沖蝕及CMAS侵蝕的目的。沉積過程原理與圖6近似，但僅使用單坩堝用于蒸發(fā)YSZ靶材。圖10對比了采用等離子體輔助EBPVD前后制備的YSZ熱障涂層的斷口截面形貌。傳統(tǒng)EB-PVD制備的YSZ涂層具有明顯的柱狀晶組織，晶粒尺寸約為 5μm（圖10（a））。當(dāng)采用等離子體輔助工藝后（空心陰極電流100A，基板偏壓-100V）可以看出涂層晶粒尺寸明顯細小，涂層無明顯柱狀晶生長，結(jié)構(gòu)較致密（圖10（b））。硬度測試結(jié)果表明，普通柱狀晶結(jié)構(gòu)YSZ涂層硬度為6～8GPa，經(jīng)等離子體輔助后得到的涂層硬度高達15GPa。等離子體輔助EB-PVD制備的YSZ涂層具有致密的微觀組織和較高的硬度，將有助于提高涂層抵抗外來物沖蝕及CMAS附著滲透。但這種涂層的熱循環(huán)壽命、抗沖蝕和抗CMAS侵蝕的效果仍待進一步開展試驗進行驗證。

展望

EB-PVD是一種先進的金屬和陶瓷涂層/薄膜的制備技術(shù)。由于其成膜特點的限制，在航空發(fā)動機制造工業(yè)中僅在高性能熱障涂層生產(chǎn)中得到了推廣應(yīng)用。通過采用等離子體輔助沉積技術(shù)，可進行EB-PVD反應(yīng)沉積，并可對涂層的微觀結(jié)構(gòu)進行設(shè)計改性，實現(xiàn)涂層組織優(yōu)化和服役性能的提升，可極大地拓展EB-PVD的應(yīng)用范圍。

圖10 YSZ涂層斷口形貌Fig.10 Fracture sections of YSZ coatings

[1]郭洪波,徐惠彬,宮聲凱,等.基板溫度對 EB-PVD 梯度熱障涂層的微觀結(jié)構(gòu)和性能的影響[J].金屬學(xué)報,2001,37(9): 997-1000.

GUO Hongbo,XU Huibin,GONG Shengkai,et al.Effects of the substrate temperature on mi crostructure and property of EB-PVD gradient thermal barrier coatings[J].Acta Metallurgica Sinica,2001,37(9): 997-1000.

[2]吳小梅,賀世美,李建平,等.EBPVD 熱障涂層對 IC10 合金力學(xué)性能的影響[J].航空材料學(xué)報,2009,29(6): 77-80.

WU Xiaomei， HE Shimei， LI Jianping,et al.Effect of EB-PVD thermal barrier coating on mechanical properties of IC10 alloy [J].Journal of Aeronautical Materials,2009,29(6): 77-80.

[3]武洪臣,姚振中,馮建基,等.先進的涂層技術(shù)—EB-PVD[J].航空制造技術(shù),2005(5): 28-30.

WU Hongchen,YAO Zhenzhong,FENG Jianji,et al.Advanced coating technology—EBPVD [J].Aeronautical Manufacturing Technology,2005(5): 28-30.

[4]WEN M,GONG S K,XU H B,et al.The thermal cycling behavior of lanthanumcerium oxide thermal barrier coating prepared by EB–PVD[J].Surface and Coatings Technology,2006,200(16): 5113-5118.

[5]牟仁德,許振華,賀世美,等.電子束物理氣相沉積 La2Zr2O7熱障涂層研究[J].航空材料學(xué)報,2009,29(1):32-36.

MOU Rende,XU Zhenhua,HE Shimei,et al.Electron beam vapor deposited La2Zr2O7thermal barrier coaings[J].Journal of Aeronautical Materials,2009,29(1): 32-36.

[6]牟仁德,賀世美,何利民,等.微疊層結(jié)構(gòu) EB-PVD 熱障涂層[J].航空材料學(xué)報,2009,29(3): 55-60.

MOU Rende,HE Shimei,HE Limin,et al.EB-PVD thermal barrier coatings with micro laminated structure [J].Journal of Aeronautical Materials,2009,29(3): 55-60.

[7]YUAN X H,GUO H B,PENG H,et al.High temperature thermo-physical properties of and preparation of a novel thermal barrier coating Gd2Zr2O7-8YSE[J].Acta Materiae Compositae Sinica,2013,30(5)： 138-143.

[8]章德銘,陳貴清,韓杰才,等.EBPVD 制備 γ-TiAl 基合金薄板的研究 [J].航空材料學(xué)報,2006,26(4): 35-38.

ZHANG Deming,CHEN Guiqing,HAN Jiecai,et al.Research on gamma TiAl-based alloy sheet fabricated by EB-PVD [J].Journal of Aeronautical Materials,2006,26(4): 35-38.

[9]劉景順,曾崗,韓杰才,等.EBPVD 制備 NiCoCrAl 薄板 800℃ 組織演變規(guī)律研究[J].納米科技,2006,3(3): 49-52.

LIU Jingshun,ZENG Gang,HAN Jiecai,et al.Microstructure evolution of NiCoCrAlY sheet at 800℃[J].Nano Technology,2006,3(3): 49-52.

[10]賀利軍.電子束蒸發(fā)傾斜沉積氧化鋁薄膜結(jié)構(gòu)與性質(zhì)研究[D].成都：電子科技大學(xué),2014.

HE Lijun.Microstructure and properties of Al2O3films deposited by EB-PVD with angle of inclination [D].Chengdu:University of Electronic Science and Technology of China,2014.

[11]付朝麗,楊勇,馬云峰,等.PIA-EB-Hf法制備的單層 HfO2激光薄膜殘余應(yīng)力及化學(xué)計量比的調(diào)控[J].真空科學(xué)與技術(shù)學(xué)報,2016(5): 515-523.

FU Chaoli,YANG Yong,MA Yunfeng,et al.Synthesis and property characterization of HfO2anti-laser thin films[J].Chinese Journal of Vacuum Science and Technology,2016(5): 515-523.

[12]潘訓(xùn)剛.電子束物理氣相沉積法制備 SiC 薄膜及性能研究[D].合肥：合肥工業(yè)大學(xué),2012.

PAN Xungang.Fabrication and properties of SiC films deposited by EB-PVD [D].Hefei: Hefei University of Technology,2012.

[13]王學(xué)華,薛亦渝,趙利,等.電子束蒸發(fā)沉積 TiO2薄膜結(jié)構(gòu)及光學(xué)性能的研究[J].武漢理工大學(xué)學(xué)報,2002,24(11): 11-14.

WANG Xuehua,XUE Yiyu,ZHAO Li,et al.Study on the structure and optical properties of TiO2thin films deposited by reactive electron beam evaporation[J].Journal of Wuhan University of Technology,2002,24(11): 11-14.

[14]MOVCHAN B A,DEMCHISHIN A V.Investigations of the structure and properties of thick Ni,Ti,W,Al2O3,and ZrO2vacuum condensates[J].Fizika Metalovi Metalovedenije,1969,28(4): 83.

[15]MESSIER R,GIRI A P,ROY R A .Revised structure zone model for thin film physical structure[J].Journal of Vacuum Science& Technology A: Vacuum Surfaces & Films,1984,2(2): 500-503.

[16]MATTOX D M.Handbook of Physical Vapor Deposition (PVD) Processing:Film Formation,Adhesion,Surface Preparation and Contamination Control[M].New York :Noyes Publications ,1998.

[17]RAGHURAM A C,BUNSHAH R F.The effect of substrate temperature on the structure of titanium carbide deposited by activated reactive evaporation[J].Journal of Vacuum Science &Technology,1972,9(6):1389-1394.

[18]BUNSHAH R F,RAGHURAM A C.Activated reactive evaporation process for high rate deposition of compounds[J].Journal of Vacuum Science & Technology,1972,9(6):1385-1388.

[19]MOLL E，BERGMANN E.Hard coatings by plasma-assisted PVD technologies:Industrial practice[J].Surface and Coatings Technology,1989,37(4): 483-509.

[20]LECLAIR P,BERERA G P,MOODERA J S.Titanium nitride thin films obtained by a modified physical vapor deposition process[J].Thin Solid Films,2000,376(1-2):9-15.

[21]WANG W,FOSTER J,WENDT A E,et al.Magnetic-field-enhanced rf argon plasma for ionized sputtering of copper[J].Applied Physics Letters,1997,71(12):1622-1624.

[22]WOLFE D E,SINGH J,MILLER R A,et al.Tailored microstructure of EB-PVD 8YSZ thermal barrier coatings with low thermal conductivity and high thermal reflectivity for turbine applications[J].Surface & Coatings Technology,2005,190(1): 132-149.

[23]SINGH J， QULI F，WOLFE D E，et al.In an overview: electron beam-physical vapor deposition technology-present and future applications[J/OL].[2016-09-01].http://infohouse.p2ric.org/ref/02/01162.pdf.

[24]METZNER C,SCHEFFEL B,GOEDICKE K.Plasma-activated electron beam deposition with diffuse cathodic arc discharge(SAD):a technique for coating strip steel[J].Surface & Coatings Technology,1996,86-87(96):769-775.

[25]SCHILLER S,METZNER C,ZYWITZKI O.New coatings on metal sheets and strips produced using EB-PVD technologies[J].Surface and Coatings Technology,2000,125:240-245.

[26]MORGNER H,NEUMANN M,STRAACH S,et al.The hollow cathode: a high-performance tool for plasma-activated deposition[J].Surface and Coatings Technology,1998,108(98):513-519.

[27]GROSSKLAUS W,ULION N E,BEALE H A.Some effects of structure and composition on the properties of electron beam vapor-deposited coatings for gas turbine superalloys II.The origin of defects[J].Thin Solid Films,1977,40: 271-279.

[28]PENG H.Oxidation behavior and mechanism of NiCoCrAlY coatings fabricated by plasma activated EB-PVD[D].Beijing: Beihang University,2010.

[29]LIU ZY,GAO WEI,LI M S.Cyclic oxidation of sputter-deposited nanocrystalline Fe-Cr-Ni-Al alloy coatings[J].Oxidation of Metals,1999,51(5-6): 403-419.

[30]BOKSTEIN B S,BOKSTEIN S Z,SPITSBERG I T.Ni self-diffusion in alloyed Ni3Al[J].Intermetallics,1996,4(7): 517-523.

[31]CHUN S Y.Effect of target bias on TiN coatings usingr eactive magnetron sputtering[J].Journal of the Korean Physical Society,2009,54(4): 1559-1563.

[32]YOON S Y，KIM J K， KIM K H.A comparative study on tribological behavior of TiN and TiAlN coatings prepared by arc ion plating technique[J].Surface and Coatings Technology,2002,161(2): 237-242.