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碳/碳（C/C）复合材料在高温环境下具有优异的力学性能，被广泛地应用于空天飞行器的热防护系统。但是在高温有氧环境下，C/C复合材料会发生快速氧化，这一缺点限制了其在空天飞行器等领域的进一步使用。表面涂层技术是一种可以有效阻止或抑制C/C复合材料氧化、烧蚀的方法。HfC因其突出的物理化学性质，成为抗烧蚀涂层的首选材料之一。 本文采用超音速等离子喷涂法（supersonicatmosphereplasmaspraying,SAPS）在包埋有SiC内涂层的C/C复合材料表面制备了HfC抗烧蚀涂层及其复合涂层，结合XRD、SEM、粗糙度分析、声发射-载荷划痕测试、氧乙炔烧蚀等测试手段，分析了不同SiC内涂层以及不同喷涂工艺参数对制备出的HfC涂层的组分、形貌、结构、结合强度以及抗烧蚀性能的影响，优化了喷涂工艺参数，探索了涂层的烧蚀机理；针对HfC涂层在烧蚀过程中出现的不足，分别设计了HfC-HfO2、HfC-SiC、HfC-TaC-SiC以及HfC-ZrC-SiC等复合涂层，分析了添加不同组分后，涂层形貌、结构以及烧蚀行为的变化。本文的主要研究内容和结论如下： 采用化学气相沉积工艺和包埋工艺制备了两种不同的SiC内涂层，并与纯C/C基体进行对比，分析了不同试样表面形貌、粗糙度等的差异。表明增加内涂层的粗糙度有利于提高外涂层与内涂层间的结合强度，更好地保持涂层结构的完整性。在此基础上，通过改变喷涂过程中电流、电压、送粉率、主气流量、喷涂距离等工艺参数，沉积了不同的HfC涂层试样，并分析了不同参数对涂层结构、形貌和结合强度的影响，确定了最佳HfC涂层的制备工艺参数。经过60s的烧蚀测试，试样的质量烧蚀率和线烧蚀率分别为-0.28mg/s、-0.16μm/s。烧蚀中心区域的表面涂层发生烧结现象，而烧蚀过渡区域的表面涂层氧化程度较弱，烧蚀后仍有C元素的残留。涂层氧化过程中生成的HfO2在冷却过程中发生体积膨胀，导致涂层表面和截面出现裂纹。 为了减少涂层中的孔隙，提高完全熔融区域的面积和涂层结构的致密性，在HfC前驱粉料中加入了熔点较低的HfO2粉体，并通过SAPS制备了HfC-HfO2涂层。通过扫描电镜观察可知，与单一的HfC涂层相比，HfC-HfO2涂层表面的气孔率明显减少，涂层结构致密，无裂纹产生，涂层中Hf、C、O元素分布均匀。氧乙炔烧蚀结果表明，经过120s的烧蚀，HfC-HfO2涂层的质量烧蚀率和线烧蚀率分别为-0.21μm/s和-0.29mg/s。烧蚀过程中，表面涂层中的HfC被动氧化并生成HfO2颗粒，并发生固溶烧结形成致密的HfO2层，能够抑制氧气向内涂层的渗透。 SiC的加入能够延长HfC涂层的抗烧蚀时间，改善HfC涂层的抗烧蚀性能。在HfC前驱粉料中按摩尔分数10%、20%、25%、40%掺入了SiC粉体，通过SAPS制备了不同的HfC-SiC复合涂层。发现随着SiC比例的增加，涂层的表面粗糙度逐渐下降，但内外涂层间的结合强度不断提高；由于SiC在喷涂过程中的分解，涂层厚度随SiC的增加而减少。经过氧乙炔烧蚀分析，随着SiC的增加，烧蚀60s后涂层表面的气孔开始增多，形成多孔的表面结构，且在截面部分涂层中的裂纹开始愈加明显。当SiC的摩尔分数为20%时，HfC-SiC涂层获得最优的综合性能。经过30s的烧蚀，该HfC-SiC涂层的质量烧蚀率为-0.63mg/s，线烧蚀率为-0.55μm/s。在烧蚀过程中，低熔点的氧化产物SiO2不断蒸发，能够降低涂层的表面温度，但也造成涂层表面形成较多的气孔；HfO2-SiO2形成连续氧化物薄膜，能够阻止氧气的渗透。另外在冷却过程中HfO2能够与SiO2形成新相HfSiO4，起到“钉扎”作用，阻止裂纹进一步扩展。 通过SAPS法制备了HfC-TaC-SiC（HTS）复合涂层，采用XRD、SEM、氧乙炔烧蚀等手段对涂层的结构、形貌和抗烧蚀性能进行了分析。结果表明制备的HTS涂层结构致密完整，没有出现裂纹，各元素在涂层中分布均匀。在一定的烧蚀时间内，HTS涂层能够对C/C复合材料起到有效的保护。在烧蚀初期，涂层中的碳化物开始氧化并形成HfO2、Ta2O5及SiO2等不同的氧化物颗粒堆积在涂层表面。在烧蚀实验中，涂层表面的氧化物HfO2与Ta2O5反应能够生成稳定的具有较高熔点的新相Hf6Ta2O17，可以起到保护层的作用。但低熔点的Ta2O5和SiO2的蒸发破坏了涂层烧结及新相形成的进程，形成较多的孔洞，加速了内部涂层的氧化，并最终导致涂层破坏。 通过SAPS制备了HfC-ZrC-SiC（HZS）复合涂层，在沉积过程中，涂层出现了部分的氧化，形成了不同的氧化物。涂层整体结构完整，Hf、Zr、Si等元素分布均匀。HZS外涂层、SiC内涂层以及C/C基本之间均结合良好。ZrC的氧化起始温度较低，加入ZrC后能够加快涂层表面碳化物的氧化速率，形成致密的氧化物保护层。烧蚀过程中，涂层表面形成了Hf-Zr-Si-O化合物层，并在高温及高速气流的共同作用下形成连续的复合氧化物保护层，使氧化物颗粒尺寸明显增大。在烧蚀过程中，ZrO2与HfO2能够形成连续固溶体，加速涂层表面形成致密氧化物层。在烧蚀后的冷却过程中，涂层中的HfO2和ZrO2相变引起的体积变化及相变后涂层的继续收缩均会对涂层结构产生破坏，导致裂纹的产生。在冷却过程中，SiO2能够与HfO2和ZrO2发生反应并生成稳定的HfSiO4和ZrSiO4，不仅能够消耗涂层中的HfO2和ZrO2，其生成的新相还能起到“钉扎”作用，抑制裂纹的产生和扩展。在烧蚀过程中，内部涂层中出现了中间相的化合物HfCxOy和ZrCxOy，形成了Hf-Zr-Si-O-C过渡层。随着氧气的不断渗入，Hf-Zr-Si-O-C过渡层逐渐转变为Hf-Zr-Si-O层。