镍基单晶高温合金具有优良的高温力学性能被广泛应用于先进航空发动机和燃气轮机涡轮叶片。新一代航空发动机及燃气轮机复杂服役环境及高推动比的设计对单晶涡轮叶片提出了更高的要求。镍基单晶高温合金本身无法满足更高温度下的抗氧化和抗腐蚀的防护需求,而先进的气膜冷却技术和高温防护涂层是提升其服役性能的关键技术。先进单晶涡轮叶片壁厚低至1.0 mm以内,且气膜冷却技术驱动着单晶叶片朝壁厚越薄的方向发展。PtAl涂层具有优异的抗氧化、抗腐蚀综合性能被广泛用作涡轮叶片高温防护涂层。然而,PtAl涂层与镍基单晶高温合金基体之间存在明显的元素浓度梯度,在高温服役的条件下,PtAl涂层与镍基单晶高温合金基体很难避免发生元素的相互扩散。元素互扩散使得涂层/镍基单晶高温界面附近析出拓扑密排相（TCP）,形成互扩散区（IDZ）和二次反应区（SRZ）,且镍基单晶高温合金代次越高,难熔性元素含量越高,TCP析出倾向增加,使得PtAl涂层/镍基单晶高温合金体系过早失效。本文以PtAl涂层/镍基单晶高温合金（第二代N5、第三代DD9和第四代DD91）体系为研究对象。采用电镀Pt和高温低活度气相渗铝在镍基单晶高温合金表面制备PtAl涂层。采用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、透射电镜（TEM）、X射线能谱仪（EDS）、电子探针（EPMA）等表征方法以及高通量多元合金扩散模拟计算软件Hit DIC,研究了不同温度、不同基体厚度和不同代次的镍基单晶高温合金试样条件在PtAl涂层/镍基单晶高温合金界面微观结构演变机制、元素互扩散机理。实验结果如下:（1）不同温度下的PtAl涂层/DD9镍基单晶高温合金试样微观结构演变、元素扩散系数和扩散通量存在明显的差异。在1000℃/52 h和1100℃/18 h恒温氧化后,试样均形成具有σ和R拓扑密排相（TCP）的互扩散区（IDZ）和具有σ和P相的二次级反应区（SRZ）。相较于1000℃,在1100℃温度场下各元素扩散系数高1～2个数量级和扩散通量显著增加。1100℃恒温氧化过程中,Re、W和Ta等难熔元素向外扩散的增加导致SRZ厚度增大,Al和Ni互扩散的加剧进一步促进了SRZ的生长和β-（Ni,Pt）Al相向γ′-Ni3Al相的转变。（2）1100℃恒温氧化条件下,单晶高温合金基体厚度对PtAl涂层/DD9镍基单晶高温合金界面组织演变具有显著影响。三种基体厚度（0.5 mm,1.0 mm,2.0 mm）的薄壁镍基单晶高温合金DD9/PtAl涂层试样在恒温氧化过程中IDZ和SRZ的厚度均增大。三种基体厚度的涂层试样IDZ厚度均约为25μm。随着恒温氧化时间延长,三种试样IDZ中TCP相含量减少,只有0.5 mm基体厚度的涂层试样在IDZ中形成了TCP相“贫化带”。Ta在IDZ和SRZ富集是析出TCP相、形成SRZ的主要原因。恒温氧化500 h后,0.5 mm基体厚度的试样SRZ厚度显著小于其他两种试样,0.5 mm基体厚度的试样W、Re和Ta等难熔元素更早均匀化,元素浓度梯度低,降低了SRZ长大速率。（3）不同代次的镍基单晶高温合金（N5、DD9、DD91）/PtAl涂层在1100℃恒温氧化过程界面组织演变具有显著差异。恒温氧化1000 h后,基体为N5和DD91试样IDZ厚度约为30μm,DD9试样IDZ厚度约为24μm,DD91、N5和DD9试样的SRZ厚度依次约为136μm、108μm、89μm。三种涂层试样在1100℃恒温氧化过程中涂层均从β-（Ni,Pt）Al相向γ′-Ni3Al相转变,但三者涂层中相转变速率从大到小依次为DD9试样、N5试样、DD91试样,三种试样中各个元素扩散通量和扩散系数的差异是导致相转变速率不同的根本原因。Ta元素在IDZ和SRZ中富集是析出TCP相、形成SRZ的主要原因,随恒温氧化时间延长,三种试样中的W、Re和Ta等难熔元素逐渐均匀化,元素浓度梯度低,降低了SRZ长大速率。