图1 为TiB2-SiC 复合涂层900 ℃水淬循环后形貌，其中图1（a）为喷涂原始试样，图1（b）-（d）为TiB2-5 wt%SiC 复合涂层，图1（e）-（g）为TiB2-20 wt%SiC 复合涂层。由图1（b）-（d）可见，当冷热循环次数为5 次时，涂层试样边缘开始出现小面积剥落。随着循环次数的增加，边缘剥落面积也逐渐增加。当循环次数增加到19 次时，剥落面积达到涂层试样面积三分之一，热冲击循环试验结束。在整个冷热循环过程中，涂层与基体结合相对较好，无明显的鼓起和剥落台阶，始终为边缘剥落。究其原因可能是TiB2-5 wt%SiC 复合涂层在整个冷热冲击循环过程中，不断以微裂纹的形成和扩展来释放热应力，有效防止了涂层的鼓起、剥落。由图1（e）-（g）可见，在同样900 ℃热冷循环过程中TiB2-20 wt%SiC 复合涂层的剥落起始次数为2 次，也是源于边缘的剥落。当冷热循环次数增加到第8 次时，涂层试样出现大面积鼓起，涂层循环失效。
图1 两种TiB2-SiC 复合涂层900 ℃冷热冲击的宏观形貌
图2为TiB2-SiC 复合涂层1 000 ℃热震形貌，其中图2（a）-（c）为TiB2-5 wt%SiC 复合涂层，图2（d）-（f）为TiB2-20 wt%SiC 复合涂层。由图2（a）-（c）可见，当冷热循环次数为3 次时，涂层表面开始出现微裂纹，边缘局部翘曲，但无明显剥落。当热冷循环次数增加到5 次时，裂纹尺寸增大，边缘小面积剥落，翘曲区域增加。随冷热循环次数增加到12 次，剥落面积达涂层面积三分之一，试验结束。由图2（c）可见，涂层主要为中心位置大面积剥落，边缘与基体结合相对完整。其原因可能与涂层在不断冷热循环下，裂纹扩展相互贯通形成网络块状，在应力作用下大面积剥落。由图2（d）-（f）可见，当冷热循环次数为3 次时，涂层表面开始出现较大尺寸的裂纹，边缘也出现不同程度翘曲和小面积剥落。当循环次数增加到5 次时，涂层因翘曲扩大出现大面积剥落。循环次数进一步增加（第9 次），剩极少部分涂层留于基体上，冷热循环试验结束。
图2 两种TiB2-SiC 复合涂层1 000 ℃冷热冲击的宏观形貌
通过对比含5 wt%和20 wt%SiC 制备复合涂层在900 ℃和1 000 ℃条件下的冷热循环结果可知，当SiC含量为5 wt%时，制备的复合涂层表现出更为优异的热冲击性能。其原因之一在于涂层中存在良好热稳定性和低热膨胀系数SiC 相；其二在于涂层相对致密的显微结构。
图3为等离子喷涂TiB2-SiC 复合涂层高温氧化过程中质量的变化曲线。由图3 可见，涂层质量均先增加（40 min以内）后趋于稳定状态。对于TiB2-5 wt%SiC 复合涂层而言，其质量由原样质量0.134 4 g 增加到0.149 5 g， 质量增幅11.24%。对于TiB2-20 wt%SiC 复合涂层而言，其质量由初始质量0.168 8 g 增加到0.191 2 g，增幅13.27%。究其原因在于随团聚复合粉中SiC 含量增加，涂层中SiC 相和氧化相含量也随着增加， 以及高温氧化过程中与氧气反应形成SiO2相的结果。此外，由于SiC 和TiB2 相密度分别为3.22 g·cm-3和4.52 g·cm-3， 而SiO2、TiO2 及B2O3 相密度分别为2.22~2.66、3.8~4.1、1.81 g·cm-3，表明氧化过程中形成了低密度氧化物。这也解释了TiB2-SiC 复合涂层冷热循环过程中出现裂纹、翘曲，且随SiC 含量的增加，这种现象越发显著的原因。
图3两种TiB2-SiC 复合涂层氧化过程中质量变化曲线
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