航天功能防護涂層設計與調控

蒲吉斌 安煜東 王海新

（中國科學院寧波材料技術與工程研究所，寧波 315200）

0 引言

航天裝備金屬材料在使用的過程中不可避免地遇到腐蝕與摩擦磨損的問題。金屬的腐蝕與摩擦磨損會造成零部件的過早失效，影響整個裝備系統的可靠性和壽命，甚至會引發災難性事故，導致航天任務的失敗。金屬材料表面制備潤滑、耐磨與耐蝕功能防護涂層是提升航天零部件性能與服役壽命的重要技術途徑。由于航天器面臨海洋高濕度發射環境，以及高真空、高輻照、高/低溫循環等極端服役環境條件，故對于功能防護涂層的化學穩定性、耐溫性能等有較高的要求［1］。本文將從潤滑、耐磨與耐蝕功能角度綜述航天功能防護涂層的設計及在不同環境中應用情況。

1 潤滑涂層

固體潤滑涂層是減小航天機械運動部件摩擦，防止空間冷焊發生的一類關鍵材料，尤其針對高真空環境下液體潤滑材料的揮發和爬移，高溫和低溫環境黏度變化導致潤滑失效的問題，固體潤滑涂層以其高的化學穩定性和承載性能成為主要的潤滑材料，達到降低摩擦因數、減小磨損的目的。航天領域常用的固體潤滑材料有：類金剛石碳基（diamond?like carbon films，DLC）薄膜、過渡族金屬硫化物（TMD）、軟金屬、高分子聚合物等。其中TMD薄膜已經在航天領域獲得廣泛應用，而DLC 薄膜以其高硬度、高彈性模量、良好的化學穩定性、低摩擦因數和高耐磨性，在航天領域顯示出廣泛的應用前景［2?4］。

1.1 DLC薄膜

DLC 薄膜是由sp2、sp3雜化碳原子組成的亞穩態非晶薄膜，一般分為非晶碳膜（a?C）、含氫的非晶碳膜（a?C：H）［5］。含氫DLC 薄膜在大氣、真空及惰性氣體環境中具有很低的摩擦因數，薄膜中存在的大量氫能夠有效地減少甚至消除滑動界面之間產生的懸鍵，并且在滑動摩擦過程中，含氫DLC 薄膜表面由于存在化學惰性的C—H 鍵可以避免薄膜和對偶之間的黏著作用［6］。無氫DLC 薄膜本身不含氫，只能依靠外界環境鈍化碳懸鍵，因此在不同的環境下摩擦學性能不同。王順花等［7］采用第一性原理計算方法研究了H2O 和O2共同存在于金剛石表面的鈍化狀態，結果表明：當H2O 分子和O2分子按比例2∶1 共存時，金剛石表面全部由OH 基團鈍化，而非2∶1 比例時，金剛石表面會形成C—OH、C—H 和C—O 共存的復雜情況。霍磊等［8］發現在CO2環境下，DLC 薄膜的摩擦因數可以低至0.05，結合第一性原理計算表明CO2分子化學吸附鈍化碳懸鍵是DLC 薄膜獲得低摩擦的一個重要原因。此外由于銅與DLC 薄膜之間摩擦行為表現特殊，并且界面處鈍化元素會影響薄膜力學特性和摩擦學行為。劉增家等［9］的研究結果表明，對于被F 或H 鈍化的Cu/Diamond 界面，金剛石的表面能分別由3.64 J/m2降至0.02 和0.11 J/m2，界面不會發生黏著轉移現象，斷裂正好發生在界面處，施加壓應力時，由于界面中勢能起伏較少，滑移路徑上勢壘極小，F 會向Cu 原子轉移鍵合，F/F 的排斥也利于滑動摩擦的進行，鈍化能夠顯著降低黏附并改善潤滑過程。

由于DLC 薄膜與金屬基體之間較大的性能差異導致高內應力，限制了DLC 薄膜作為航天潤滑材料的應用。通過摻雜不同元素、設計功能梯度/多層結構、設計過渡層等方式能夠降低DLC 薄膜內應力，提高薄膜與基體間的結合強度，進而提高DLC 薄膜的韌性與耐磨性能［10?13］。

Si 元素摻雜可以提高DLC 薄膜的膜層基體界面附著強度并降低薄膜內應力，并且Si 摻雜DLC 薄膜在高溫環境下具有低摩擦因數和磨損率等良好的摩擦學性能［14?17］，但Si 含量的不同會顯著影響到DLC碳基薄膜的力學與摩擦學特性。王軍軍等［18］的研究結果表明膜層中Si 含量較低時Si?DLC 薄膜的顯微硬度和彈性模量變化不大，隨著Si 含量的進一步增加，薄膜的硬度增加，薄膜的內應力隨Si的增大而減小，當Si的原子數分數為14.8%時，薄膜內應力從壓應力轉變為拉應力。根據這一現象王軍軍等［19］采用PECVD 技術制備出了厚度超過50μm 的低內應力超厚多層摻Si 的DLC 薄膜，所制備的超厚DLC 薄膜在大氣、水及油等復雜環境中具有優異的摩擦學性能。此外王軍軍等［20］還制備了具有Si 過渡層的DLC 薄膜，Si 過渡層能夠明顯提高DLC 與基體之間的結合力。在DLC薄膜中摻雜W 也可以降低薄膜的高內應力，CAO 等［21］的研究結果表明，W 原子能夠優先與sp2雜化鍵發生反應，當DLC 中W 的原子分數為0.9%時，薄膜硬度值有所提高，薄膜獲得最好的耐磨性能，然而隨著W 濃度的進一步增加，C—C 鍵被W—C鍵破壞，薄膜的強度降低。

設計功能梯度/多層結構可以提高DLC 薄膜與基體之間的結合強度，改進薄膜的摩擦學性能與韌性［22?23］。何東青等［24］利用直流非平衡磁控濺射技術制備出了TiB2/a?C 納米多層膜，如圖1所示，研究結果表明TiB2/a?C 納米多層膜中納米晶粒及大量層間界面對位錯及微裂紋的釘扎作用能夠增強DLC 薄膜的摩擦學性能與韌性。WC 具有高硬度、高熱穩定的特點，也可以作為一種硬質增強相提升碳基薄膜的力學性能［25?27］。何東青等［26］的研究結果表明，WC/a?C 納米多層膜中WC 相在摩擦誘導作用下發生氧化后轉移到對偶磨斑表面形成WO3轉移膜，進而與薄膜富C磨損面構筑WO3/C本征弱黏著滑動界面，使薄膜實現了強韌化結構調控與低摩擦滑動界面優化。

圖1 納米多層膜的截面形貌TEM圖及SAED圖［24］Fig.1 TEM cross?sectional images and corresponding SAED pattern of nanomultilayers［24］

此外許多研究發現表面織構是一種優化材料摩擦學性能的有效方法，它能夠減小運動部件的實際接觸面積，顯著降低表面黏著和摩擦力。蒲吉斌等［28］的研究結果表明織構化a?C：H 薄膜在微載荷下摩擦因數顯著降低，但是長時間的摩擦過程中，由于大的接觸應力導致織構邊緣薄膜出現脫落，進而導致摩擦學性能無明顯提升。何東青等［29］在TC4 鈦合金表面構筑了不同微坑密度的織構化DLC 薄膜，如圖2所示，摩擦結果顯示表面微坑密度為44%的織構化DLC 薄膜具有最低的摩擦因數，這是因為過大的微坑密度導致了過度的石墨化，DLC 薄膜的硬度降低從而導致磨損率升高。ZHAO 等［30］通過控制光刻設計制備了具有不同微槽的DLC薄膜并使用AFM和摩擦試驗機研究了DLC 與離子液體復合薄膜的摩擦學性能，試驗結果表明具有微槽的DLC 薄膜的粘附力與摩擦力隨溝槽面積占比的增加而降低。

圖2 不同微坑密度的織構化DLC薄膜的SEM形貌［29］Fig.2 SEM images of the textured surfaces of DLC films with different dimple and densities［29］

碳基薄膜與液體潤滑劑固?液復合能夠提高DLC 薄膜在高真空下的摩擦學性能。劉秀芳等［31］研究發現在高真空下，固?液復合潤滑薄膜中的DLC 碳基薄膜起到承載作用，使得復合潤滑材料在整個摩擦期間都具有低而穩定的摩擦因數。除受高真空環境因數的影響外，電磁波、紫外線和γ 射線等輻照也會對薄膜的結構和性能產生顯著的影響。劉秀芳等［32］發現固?液復合潤滑薄膜中液體潤滑劑經輻照后發生降解，增加了對DLC 薄膜的潤濕性，因此復合薄膜的摩擦因數隨著輻照強度的降低而降低，但是由于DLC 和潤滑劑的嚴重氧化與降解，膜層的磨損壽命降低。在此基礎上劉秀芳等［33］發現將適量的石墨烯添加到IL 中可以有效的提高DLC/IL/graphene固?液復合潤滑薄膜在高真空下的摩擦磨損性能和抗輻射性能。由于石墨烯的存在，固?液復合潤滑薄膜能夠在對偶表面形成早期的轉移膜，在摩擦過程中摩擦副表面形成氟化的含油富碳的摩擦化學薄膜，導致固?液復合潤滑薄膜在高真空和輻照下具有優秀的減磨抗磨能力。任思明等［34，35］發現在PAO 潤滑油中添加ZDDP 時，固液混合潤滑材料的摩擦學性能也得到改善。此外離子液體與固體潤滑劑聯合也使用可以提高潤滑劑的壽命進而提高航天潤滑功能涂層的服役壽命［33］。

1.2 MoS2薄膜

MoS2是一種由S?Mo?S 三個平面層構成的層狀結構，由于層與層之間有很弱的范德華力容易發生滑動，MoS2具有優異的固體潤滑性能［36］。史彥斌等［37］通過ReaxFF?MD 模擬了MoS2微觀摩擦行為，結果顯示，當兩個MoS2層之間距離變小時，層間不斷增長的庫侖排斥作用使MoS2的Mo—S鍵變形并且界面上S 原子的位置發生改變，S 原子在界面上的遷移導致了MoS2在摩擦時表現出優異的摩擦學性能。不同的服役環境下MoS2的摩擦學性能不同。CHEN 等［38］的研究結果表明MoS2薄膜在CO2環境中摩擦時，CO2分子能夠吸附在MoS2薄膜的S 原子空位缺陷，和Mo原子形成C—Mo 和O—Mo 共價鍵填補了S 空位缺陷，從而在摩擦界面間產生更強的排斥力，層與層之間更易滑動。因此MoS2涂層在CO2環境中表現出比真空環境中更低的摩擦因數。

MoS2薄膜在干燥環境及高真空環境中時具有極低的摩擦因數和較長的壽命。但是當暴露在潮濕空氣中時，薄膜表面邊緣存在的懸空鍵和不飽和鍵與空氣中的H2O 和O2發生反應，生成的MoO3會引起摩擦因數的增大，進而引起薄膜的整體失效［39］。李強等［40］通過第一性原理計算方法研究了MoS2的微觀失效機理，計算結果顯示在潮濕環境下MoS2失效是從表面缺陷開始發生的，O2和H2O 在MoS2表面首先發生物理吸附，然后分解產生的O 和H 吸附原子在MoS2表面擴散，最終導致MoS2結構失效。航天潤滑材料在某些特殊條件下會接觸到濕熱、鹽霧環境，比如航天器通過海上運輸轉移至發射場、航天器在文昌等靠海基地發射時。通過設計MoS2與金屬納米多層結構及復合結構能夠提高涂層在潮濕環境下的抗氧化性能與摩擦學性能［41?43］。

因為Ti具有良好的吸氧性，選擇Ti作為摻雜元素可以增強MoS2涂層的抗氧化性能。關曉艷等［44］采用非平衡磁控濺射技術制備了不同Ti含量的MoS2/Ti復合薄膜，薄膜呈現出抗氧化、低摩擦和耐磨損的優異性能。鞠鵬飛等［43］的研究結果表明，Ti/MoS2涂層經輻照后在大氣環境下的摩擦因數由0.08降為0.06，真空環境下輻照前后摩擦因數均為0.04左右。Si元素具有良好的穩定性，常用來調控涂層機械強度及耐磨性能。谷繼品等［45］采用非平衡磁控濺射技術制備了Si/MoS2和C?Si/MoS2薄膜，如圖3所示，Si/MoS2薄膜隨著濕度的增加，摩擦因數持續增加；同Si/MoS2薄膜相比，摻碳量49.08%的C?Si/MoS2薄膜摩擦性能得到優化，摻碳量49.08%的C?Si/MoS2薄膜的石墨碳與MoS2的協同潤滑效果達到最佳，能夠降低高濕度環境下的摩擦磨損。

圖3 多層膜在不同濕度條件下的平均摩擦因數和磨損率［45］Fig.3 COF and wear rates of the multilayer films at different humidity conditions［45］

Sn 作為金屬潤滑材料具有良好的延展性和較低的熔點，摻雜Sn 能夠降低MoS2涂層中晶粒尺寸，改變MoS2涂層柱狀晶的生長模式，有效改善涂層的硬度、彈性模量及摩擦學性能。柏一舟等［46］的研究結果顯示，摻雜Sn 元素使得MoS2涂層從晶體結構轉變為了非晶結構，這使得復合涂層的更加致密進而獲得更高的硬度與彈性模量，此外復合涂層表現出優異的抗氧化性能，這顯著改善了涂層在濕潤環境下的摩擦學性能。

W 是一種高硬度、高熔點的金屬。可以利用W的耐高溫性能來制備MoS2?W 復合涂層進而提升MoS2涂層的潤滑性能。曾春等［47］的研究發現摻雜W會抑制MoS2涂層中（110）和（100）晶面的形成但是會促進（200）晶面的生長，同時當W 元素摻雜量增加時會出現晶粒尺寸變細，微觀結構結構密實化，當W 的原子數分數為8.2%時，MoS2?W 涂層擁有最低的磨損率和摩擦因數，摩擦因數小于0.06，并且對溫度變化具有適應性。此外WS2作為一種被廣泛使用的過渡金屬二硫化物，具有穩定的化學性質。曾春等［48］采用磁控濺射技術制備了具有不同結構的MoS2/WS2復合涂層與MoS2/WS2多層涂層，研究結果表明MoS2/WS2多層涂層中存在的單層交替生長現象可以阻止同一組分的連續生長，實現以（002）晶面擇優取向的原則堆積生長，這種涂層生長方式有利于形成密實結構和減少氧化活性位點，使MoS2/WS2多層涂層具有優于MoS2/WS2復合涂層的摩擦學性能。

設計功能梯度與多層結構可以抑制MoS2柱狀晶的生長，進而改善薄膜的摩擦學性能。如圖4所示，商克棟等［41］采用磁控濺射技術制備了MoS2/Pb?Ti 納米多層涂層，涂層中MoS2層和Pb?Ti 層交替多層結構及大量異質界面對MoS2柱狀晶的生長有抑制作用，對涂層晶面取向和致密度有改進作用，這使得MoS2/Pb?T 納米多層涂層在潮濕環境下和普通大氣環境下都具有低的摩擦因數和磨損率。將三種涂層在不同濕度環境下放置30 d 后測試摩擦學性能，純MoS2涂層的摩擦因數出現較大波動，MoS2/Pb?T 納米多層涂層和MoS2/Pb?Ti 復合涂層仍具有較低的摩擦因數和磨損率，復合涂層和多層涂層的磨損率分別為9.6×10?7和5.3×10?7mm3/Nm［49］。李強等［50］通過第一性原理方法得出了Ti/Pb 延緩濕潤環境對MoS2復合薄膜損傷的原因，計算結果表明MoS2?Ti/Pb 抑制了游離H 吸附原子的擴散，防止MoS2金屬邊緣產生H2S基團而造成新的缺陷，降低了MoS2再次被氧化的幾率。MoST 作為一種已投入商業使用的摻TiMoS2涂層，也可以通過設計多層結構進一步提升MoST 在真空、潮濕等環境下的摩擦學性能。LI 等的［51］研究結果顯示，MoST/Graphit?iC 多層涂層在真空下摩擦因數最低可達0.02，相較于普通MoST 涂層，多層涂層的摩擦學性能有較大的提升。

圖4 MoS2/Pb?Ti多層涂層截面形貌TEM圖［41］Fig.4 The cross?sectional HRTEM micrographs of the MoS2/Pb?Ti multilayer coating［41］

對于特征長度小于等于10 nm 的納米多層涂層也稱為超晶格涂層。李立等［52］采用磁控濺射技術制備了一系列具有超晶格結構的Ti/MoS2、C?Ti/MoS2和C/MoS2涂層，C?Ti/MoS2中的超晶格結構以及C—Mo、Ti—S和Ti—O 鍵的形成提升了復合涂層的硬度和彈性模量，高濕度環境下涂層磨損表面的石墨化以及H2O 誘導生成的轉移膜增強了涂層在高濕度環境下的摩擦學性能。除了常用的工藝調節、摻雜和結構設計外，研究滑動過程中界面之間的轉移機制，增強薄膜形成轉移膜的能力也可以作為提升薄膜在高濕環境中摩擦學性能的一種解決途徑［53］。

2 耐磨涂層

傳統的固體潤滑材料如過渡金屬硫化物和石墨等在高溫環境下容易發生氧化和降解，進而導致失效。氮化物基耐磨涂層能承受較高的工作溫度，此外還具有許多較高的硬度和高溫潤滑性能，近年來受到越來越多的關注［4］。

2.1 MoN涂層

MoN 具有硬度高和在高溫環境下能夠生成具有良好潤滑作用的易剪切金屬氧化物等特點，在高溫防護領域具有廣泛的應用，但是純MoN 涂層不能實現在不同溫度環境下服役的要求。可以通過設計摻雜其他功能元素或者調控工藝來實現MoN 涂層在不同溫度下的自適應潤滑性能。

王文哲等［54］的研究結果表明以MoN為主的MoVN涂層具有優于MoN涂層和VN涂層的硬度和摩擦學性能，由于在磨損表面生成了由V2O5和MoO3組成的具有良好協同作用的潤滑釉層，在700 ℃下MoVN涂層仍具有較低的摩擦因數。軟金屬Ag具有較低的剪切強度（圖5）。王文哲等［55］還將Ag摻雜制備出了MoVN?Ag復合涂層，研究結果表明Ag摻雜雖然會降低MoVN?Ag涂層的硬度和彈性模量，但是MoVN?Ag復合涂層在高溫下的摩擦學性能得到了提升，MoVN?Ag復合涂層的摩擦因數和磨損率均隨著測試溫度的不斷升高而呈現出先增大后顯著降低再略有增加的趨勢。摻雜非金屬C也可以提升MoN涂層的力學性能與摩擦學性能，因為摻雜C元素可以導致MoCN中形成非晶碳提升氮化物涂層的室溫潤滑性能，而形成的sp3C—C雜化鍵可以提升MoCN的硬度［56］。

圖5 MoVN薄膜的TEM圖和SAED圖［54］Fig.5 TEM images and SAED pattern of MoVN films［54］

除摻雜元素的方法外，還可以通過調控熱處理工藝來改進MoN涂層的摩擦學性能。錢建國等［56］的研究結果表明，對MoN和涂層進行400 ℃退火處理后，MoN涂層中組成相的結構未發生改變但是涂層的力學性能和摩擦學性能有所提升。

2.2 VN涂層

VN 晶體的結構為面心立方結構，因為V—N 鍵具有較弱的結合強度，因此具有較低的摩擦因數。此外VN 在高溫環境下服役時容易氧化生成潤滑性能優異的Magnéli 相。目前常用的提高VN 涂層的摩擦學性能的方法有摻雜元素、設計多層結構及預氧化處理等。

常見的摻雜元素有C、Al、Cu 和Ag等［57?58］。蔡召兵等［59］研究了不同C 含量的VCN 涂層的組織結構與摩擦學性能，研究結果表明隨著C 含量的增加摻雜的C 會優先與V 生成VC 相，當C 含量達到一定值后涂層中才開始生成非晶C 相，當硬度和韌性達到最佳匹配后的VCN 涂層可獲得比純VN 薄膜低82%的超低磨損率。此外蔡召兵等［60］還發現在C 原子數分數為10.97 %的VN 涂層中存在一種新型正交晶型金剛石相，由于正交型金剛石相的層狀結構容易發生剪切作用，這種涂層在室溫下的摩擦因數可低至0.56。蔡召兵等［57］的研究結果表明摻雜Cu 導致VCN?Cu 涂層發生了sp3C—C 向sp2C—C 的轉變，涂層中形成了類石墨結構（sp2C—C），隨著Cu 含量的增加，VCN?Cu 涂層的表面粗糙度和涂層厚度增加、納米硬度下降。

預氧化處理工藝也被用于改進VN 涂層的組織與性能。蔡召兵等［61］的研究結果表明，在大氣氣氛下預氧化處理后VN 涂層主要由V2O5和VN 相組成，而在N2氣氛下預氧化處理后VN 涂層主要由VO2和VN 相組成，與未預氧化涂層對比，預氧化過程中生成的氧化物具有比VN 摩擦過程中生成的氧化物具有更好的減磨效果。

此外還可以通過深冷處理工藝改進VN 涂層的摩擦學性能。不同于預氧化處理工藝，深冷處理不會改變VN 涂層的相組成，深冷處理會在VN 涂層內部產生有利于形成晶體缺陷或空位的內部微應力，而內部微應力在溫度升高會時在涂層表面產生殘余壓應力，由于殘余壓應力可以減小材料的損傷，所以相應的提高了涂層的耐磨性與抗劃傷性［62］。

2.3 CrN涂層

CrN涂層是一種典型的過渡金屬氮化物涂層，具有良好的抗氧化性、抗腐蝕性和耐磨性。蔣釗等［63］的第一性原理計算結果表明CrN 優良的結構穩定性主要來自?6.4～4.8 eV 范圍內Cr 原子3d 軌道和N 原子2p 軌道間的相互作用，CrN 涂層具有優異的界面相容性和結構穩定性。CrN 涂層的摩擦學性能主要受測試環境的影響，不同的服役環境下CrN 的磨損機制不同。在大氣環境下CrN 涂層的磨損機制為磨粒磨損；在水潤滑下主要發生機械拋光作用，摩擦磨損減小；在模擬人工海水中磨損機制主要為第三體潤滑［64］。此外在一些特殊環境中，例如在鈉冷快中子反應堆中CrN 固態潤滑涂層的服役環境為液態鈉。陳彥君等［65］研究了CrN 涂層在液態鈉環境中的摩擦學性能，如圖6所示，液態鈉中存在的氧化物能夠與CrN 涂層生成有利于形成摩擦化學反應的氧化膜，在250 ℃液態鈉環境中，CrN 的摩擦因數可以低至0.2 左右，但是在550 ℃環境中，由于液態鈉具有很好的潤濕性導致CrN 涂層與氧化物雜質接觸減少，摩擦因數增加至0.5。

圖6 CrN涂層在250 ℃和550 ℃下的摩擦機理示意圖［65］Fig.6 Schematic diagram of friction mechanism of CrN coating in sodium at 250 ℃（a）and 550 ℃（b）［65］

CrN 也可以通過設計多層涂層來提升摩擦學性能。如圖7所示，劉二勇［66］等通過多弧離子鍍技術制備了CrCN/Cr 多層涂層，試驗結果表明多層涂層中CrCN 和Cr 的厚度分別為0.45～2.1 μm 和90 nm，多層涂層由Cr7C3與CrN 組成，在油潤滑條件下多層涂層的摩擦因數和磨損率比CrCN 涂層分別降低了16%和45%。此外由于CrN 涂層自身不能產生有效的潤滑作用，在遇到潤滑油不足等情況時會產生過度的摩擦磨損。Wan 等［67］采用多弧離子鍍技術與磁控濺射技術結合的方法制備了CrN/GLC 涂層。此外，蔡群等［68］采用磁控濺射技術制備出了Ag 摻雜的CrN?Ag 納米復合涂層，因為Ag 具有硬度低的特點，CrN?Ag涂層的硬度隨著Ag含量的增加而降低。

圖7 CrCN/Cr多層涂層的截面形貌［66］Fig.7 Cross?section microstructure of CrCN/Cr multilayer films［66］

3 耐蝕涂層

航天材料在使用的過程中不可避免地會遇到金屬腐蝕的問題，腐蝕不僅會大大縮減材料的使用壽命甚至會危及到航天器的安全運行。常用的腐蝕防護方法有金屬表面直接沉積與涂覆保護涂層兩種方法。

石墨烯是一種碳原子以sp2雜化方式形成碳納米結構且厚度為一個碳原子（0.34 nm）的準二維蜂窩狀平面薄膜，二維網絡中的每個碳原子通過σ 鍵與其相鄰的三個碳原子形成C—C 鍵［69］。彭玉峰［70］等的計算結果表明，水分子與石墨間的結合能低于水分子間結合的定量水平，石墨烯具有較好的疏水性，即石墨烯的電子結構在水分子下不會改變，石墨烯在腐蝕防護領域具有很好的潛力。將石墨烯摻雜入有機涂料中可以增強涂層的阻隔作用進而延緩了金屬的腐蝕。石墨烯有機涂料不僅擁有聚合物良好的粘附性與力學性能，還兼具石墨烯優異的導熱性能及阻隔性能［71?73］。但是由于石墨烯片層結構間存在較強的范德華力且石墨烯與有機樹脂相容性較差，石墨烯加入樹脂中時容易發生團聚，導致石墨烯/有機防護涂層阻隔性能下降。主要的石墨烯分散方法有機械法與非共價鍵分散法等。

孫立三等［74］制備了由石墨烯鋅防腐底漆和抗沖蝕彈性聚氨酯面漆組成的復合涂層，測試結果表明復合涂層不僅具有良好的物理阻隔性能，還能夠抑制基體碳鋼在3.5%NaCl 溶液中的陰極反應與陽極反應，這種復合涂層在3.5%NaCl 溶液中具有良好的耐蝕性能與耐鹽霧性能，其中耐鹽霧時間超過了1 500 h。

目前大量的研究人員采用非共價改性的方法來修飾氧化石墨烯來提高石墨烯在有機涂料中的分散性，進而提高涂料的防腐性能。崔明君等［75］使用聚巴多胺（PDA）在GO 表面上的非共價鍵黏附改善了其在水性環氧樹脂中的相容性，測試結果表明GO—PDA/環氧樹脂涂層具有優異的防腐性能，因為PDA修飾增強了GO 與環氧涂層之間的界面結合，涂層致密性增加（圖8）。

圖8 GO—PDA/環氧樹脂涂層的腐蝕機理圖［75］Fig.8 Corrosion protection mechanism of GO—PDA/EP［75］

此外也可以通過降低石墨烯導電性給有機防護涂層腐蝕防護帶來的危害來提高石墨烯/有機涂層的耐蝕性。崔明君等［76］利用聚鄰苯二胺納米粒子（PoPD）制備了PoPD?GO/EP 涂層，石墨烯納米片在EP中穩定分散，這主要歸結于PoPD與石墨烯之間強的π—π 相互作用，分散更加明顯的石墨烯有效提高了涂層對腐蝕介質的阻隔性能，腐蝕速率明顯降低，在長期暴露或浸泡過程中，PoPD 納米粒子可以鈍化金屬基體表面形成致密的Fe3O4氧化膜，PoPD 和石墨烯的協同作用提高了對金屬基體的防護，延緩了金屬的腐蝕（圖9）。Chen 等［77］的研究結果表明，聚鄰丁基苯胺（P2BA）也能夠鈍化金屬表面，并與石墨烯發生協同作用來提高對金屬基體的防護，延緩金屬腐蝕。

圖9 PoPD?GO/EP涂層的腐蝕機理圖［76］Fig.9 Corrosion protection mechanism of PoPD?GO/EP［76］

氧化石墨烯量子點（graphene oxide quantum dots，GOQDs）具有更小的尺寸、更好的生物相容性及強烈的吸水性等優異的性能，可以作為一種有效的防護涂料組成物。LI等［78］人采用氧化石墨烯、鋅粉、環氧樹脂和固化劑制備了石墨烯鋅環氧樹脂復合涂料，研究結果表明，摻雜直徑為15 nm 的石墨烯量子點大大提高了鋅環氧樹脂基體的耐腐蝕性能，與Q235鋼基體相比復合涂層的腐蝕電位向正方向移動了13 mV，電流密度下降超過了3 個數量級，經792 h鹽霧試驗后，石墨烯鋅環氧樹脂復合涂料仍具有優異的耐蝕性。

六方氮化硼（h?BN）和石墨烯都是具有良好的化學穩定性、阻隔性及熱穩定性的二維材料。Yang等［79］的研究結果表明，h?BN 的電絕緣性能夠改善石墨烯在金屬防護中存在電偶腐蝕問題，與純二維材料相比，石墨烯摻雜h?BN具有更優的耐腐蝕性能。

固化劑作為復合涂料中不可或缺的組分，采用天然可再生生物可以減少原料制備過程中對環境的污染。如圖10所示，王娟等［80］以腰果酚為固化劑原料制備了的一種生物基水性環氧樹脂涂層（C?EP），通過電化學阻抗譜測試，當GO 的含量為0.25%（w）時，GO/C?EP 涂層具有最優異的耐腐蝕性能。盡管水基環氧樹脂有降低環境污染的優點，但是親水性的特點使其的耐腐蝕性受到影響。王娟等［81］使用一種低細胞毒性和高乙醇溶解度的氮摻雜碳量子點（N?CD）來制備N?CDs 增強水性環氧樹脂涂料復合涂層并研究了復合涂層的耐蝕性，研究結果表明由于N?CD 與聚合物鏈之間的鍵相互作用可以使EP 層更加致密，以及N?CD可以減少涂層缺陷并且增強對基體中腐蝕物質的阻隔，N?CD 還可以促進在金屬基體表面生成由Fe2O3和Fe3O4組成的致密鈍化層，具有0.5～1（w）%N?CD 的N?CDs?EP 復合涂層表現出優異的防腐性能（圖11）。

圖10 GO/C?EP涂層制備工藝示意圖［80］Fig.10 Schematic illustration of the preparation process of GO/C?EP nanocomposite coating［80］

圖11 N?CDs?EP涂層的腐蝕機理圖［81］Fig.11 Corrosion resistance mechanism graph of N?CDs?EP coating［81］

4 結語

隨著航天技術的不斷地發展，航天器將遭遇更加復雜苛刻的服役環境，傳統的航天功能防護材料已經不能滿足在高真空、高濕度、高輻照、高溫等復雜環境下航天器的需求，對功能涂層的潤滑性能、耐磨性能、耐蝕性能等提出越來越高的要求。通過功能梯度多層、納米多層，多元/多組分復合等結構設計及表面織構化、涂層預熱處理、深冷處理和熱處理等工藝調控手段可以使材料具有更好的摩擦學性能、耐蝕和耐磨性等優點。因此，還需加強以下幾個方面的研究：

（1）結合多種計算、模擬方法，如有限元模擬，第一性原理、分子動力學等，建立材料物理性能與涂層結構體系的材料基因本構關系，從而實現極端環境下涂層性能的最優化設計；

（2）在實際工作中，輻照和高真空等各種環境條件往往同時存在。因此需掌握納米多層、納米復合、多組分復合等跨尺度結構設計對涂層力學、摩擦學、腐蝕等性能的協同調控機理；

（3）涂層的前后處理工藝，如深冷處理、熱處理等可以彌補或修復涂層制備過程中的缺陷，提高涂層質量。需探明前后處理工藝對涂層結構性能影響的關聯規律和機制。

綜上，未來航天器的功重比增大、壽命延長，超滑、超低磨損、自修復、多功能一體化、智能化等特性成為未來功能防護涂層的發展趨勢。對于不同服役環境及需求，研制出滿足功能需求的優異性能的航天功能防護材料，對于提高航天器可靠性、延長服役壽命，推動表面功能防護材料與理論發展，促進航天事業的發展具有重要的意義。