稀土元素Ce改性对NiCrAlY涂层熔盐热腐蚀性能的影响

Effect of rare earth element Ce modification on hot corrosion property of NiCrAlY coating in molten salt

摘要

为改善TiAl基合金的抗熔盐热腐蚀性能，采用大气等离子喷涂技术在TiAl基合金表面制备了稀土元素Ce改性的NiCrAlY涂层，对NiCrAlY（Ce）涂层体系进行900 ℃/60 h的熔盐热腐蚀试验，分析稀土元素Ce对NiCrAlY涂层热腐蚀行为和机制的影响。研究表明，添加稀土元素Ce改善了NiCrAlY涂层的抗熔盐热腐蚀性能。经过900 ℃/60 h的热腐蚀后，NiCrAlY/TiAl涂层体系表面的腐蚀层大面积剥落，致使TiAl基体受到严重侵蚀，涂层发生失效；而NiCrAlYCe/TiAl涂层体系表面仍覆盖着完整的腐蚀层，涂层仍保持一定的防护能力。添加稀土元素Ce促进了Al的选择性氧化，阻碍了尖晶石氧化物的形成，致密的Al₂O₃膜阻碍了S元素的内扩散，从而提高了NiCrAlY涂层的抗腐蚀性能，延长了其使用寿命。

Abstract

In order to improve the hot corrosion resistance of TiAl-based alloys in molten salt， rare earth Ce modified NiCrAlY coating was prepared on the surface of TiAl-based alloy by atmospheric plasma spraying technology. The hot corrosion tests in molten salt of NiCrAlY（Ce） coatings were carried out at 900 ℃ for 60 h. The effect of rare earth element Ce on the hot corrosion behavior and mechanism was further discussed. The results show that the addition of rare earth element Ce can improve the hot corrosion resistance of NiCrAlY coating. After hot corrosion at 900 ℃ for 60 h， the corrosion layer on the surface of the NiCrAlY/TiAl coating system peels off severely， causing the failure of the coating. Therefore， the TiAl alloy has suffered from severe corrosion. For the NiCrAlYCe/TiAl coating system， its surface still covers with a complete corrosion layer and only small cracks generat at the interface between the coating and substrate. The NiCrAlYCe coating still possesses hot corrosion resistance property to a certain degree after corrosion.The addition of rare earth element Ce is beneficial to the selective oxidation of Al element， which hindered the formation of spinel oxides. The dense Al₂O₃ film blocks the internal diffusion of S element， thereby improving the corrosion resistance of NiCrAlY coating and extending service life of TiAl based alloy.

Graphical abstract

关键词

NiCrAlY / 稀土元素 / Ce改性 / 大气等离子喷涂 / TiAl / 热腐蚀

Key words

NiCrAlY / rare earth element / Ce modification / atmospheric plasma spraying / TiAl / hot corrosion

TiAl基合金具有密度低、比强度高、弹性模量高、优异的高温强度和抗疲劳性能等特点，其高温力学性能与镍基高温合金相近，但密度仅为镍基高温合金的一半，被认为是未来航空发动机高温部件的理想材料^［1］。然而，在800 ℃以上的高温环境和熔盐腐蚀环境中，TiAl合金会面临抗氧化性能和抗熔盐热腐蚀性能不足的问题，这严重制约了其在工程领域的进一步应用^［2］。为了改善TiAl基合金的高温抗氧化和耐腐蚀性能，科研人员对TiAl基合金的表面涂层技术进行了大量的研究。研究发现，不同于整体合金化，表面涂层技术能够在不改变力学性能的前提下，改善合金的抗氧化和耐腐蚀性能^［3］。

MCrAlY涂层（M表示Ni、Co或NiCo）是一种典型的高温防护涂层，被广泛应用于航空发动机和燃气轮机的热端部件，该涂层可以作单独的覆盖涂层或热障涂层的黏结层，以改善合金的高温抗氧化和耐热腐蚀性能。大量研究结果表明，MCrAlY涂层中的Al和Cr元素主要起到抗氧化和耐腐蚀的作用，它们可以反应生成连续且致密的Al₂O₃和Cr₂O₃膜，给合金提供良好的抗氧化性和耐热腐蚀防护^［4-6］。然而，过量添加Al和Cr元素会使涂层的力学性能恶化，因此Al和Cr有一个平衡耐氧化腐蚀性能和力学性能的临界含量。一般来说，Al元素添加量的范围为6~13wt.%质量百分比，Cr元素添加量的范围在15~28 wt.%质量百分比。

为进一步提高MCrAlY涂层的抗氧化和耐腐蚀性能，研究者们通过添加Y、Hf、Ta、Si和Pt等活性元素对涂层进行改性。兰昊^［7］在CoNiCrAlY合金中添加0.2 at.%原子百分比的Dy元素，发现添加Dy元素可以细化氧化物晶粒，促进θ-Al₂O₃向α-Al₂O₃的相转变，从而提高合金的高温抗氧化性能。贾近等^［8］研究了稀土改性NiCrAlY涂层的抗热震性能。研究发现，稀土改性后涂层的抗热震性能明显增加，在1 000 ℃以下的热震循环寿命超过100次。Yang等^［9］研究了NiCoCrAlYHfSi涂层在海盐中的热腐蚀行为，研究发现该涂层主要通过形成Al₂O₃和Cr₂O₃混合氧化层有效地抵抗腐蚀，添加Hf和Si元素都有利于促进Al₂O₃和Cr₂O₃混合氧化层的生成。此外，预氧化能够有效地减少盐溶液对涂层的侵蚀，从而将NiCoCrAlYHf Si涂层的寿命延长40%。从上述研究可知，活性元素在改善合金和涂层的微观结构、提升抗氧化及耐热腐蚀性能方面具有巨大潜力。

目前，关于稀土元素对MCrAlY涂层抗氧化和耐腐蚀性能影响的研究较少，此前的研究发现稀土元素Ce有效地改善了NiCrAlY涂层的高温抗氧化性能^［10］。然而，关于稀土元素Ce对NiCrAlY涂层的熔盐热腐蚀性能尚未有研究。因此，本文对NiCrAlY（Ce）/TiAl体系进行了900 ℃/60 h的熔盐热腐蚀试验，分析稀土元素Ce对NiCrAlY涂层表面生成腐蚀产物的形貌、结构和相组成的影响，并进一步探讨其对NiCrAlY涂层热腐蚀行为和机制的影响。

1 试验材料与方法

1.1 基体和涂层的制备

基体材料选用TiAlNbCr合金，喷涂材料为NiCrAlY和NiCrAlY（Ce）粉末，试验中所用的基体和涂层材料的制备方法、成分分析及试样加工处理详见参考文献［10］。

1.2 熔盐热腐蚀试验

采用坩埚腐蚀法对试样进行热腐蚀试验，试验按照HB20401-2016《涂盐热腐蚀试验方法》的标准进行，试验气氛环境为空气，热腐蚀温度为900 ºC，试验时长为60 h。用精度为0.1 mg的电子天平称取质量，将试样置于瓷舟中，在瓷舟中倒入配好的75%Na₂SO₄+25%NaCl（wt.%）复合熔盐。然后将试样置于箱式热处理炉中加热，当温度稳定在900 ℃时将装有混合盐和试样的瓷舟放入炉内，设定每12 h取出一次试样。将取出的试样置于去离子水中煮沸，直到试样表面残留的盐膜溶解，并将试样放入丙酮和乙醇中清洗干净，待其干燥处理后称重，观察涂层表面宏观形貌变化，重复以上试验过程直至达到60 h。试验选取大小相同的3个平行试样，以减小试验误差。

1.3 显微组织和相分析

采用SEM3100型扫描电镜观察热腐蚀前后涂层的表面形貌和截面形貌，并结合扫描电镜附带的能量摄谱仪分析涂层和基体中元素的含量和分布。采用SmartLab SE X射线衍射仪对腐蚀产物的相组成进行分析。试验中使用Cu靶，扫描面范围为10°~90°，扫描速度为4°/min。

2 结果与讨论

2.1 NiCrAlY（Ce）/ TiAl体系的热腐蚀行为

2.1.1 热腐蚀动力学曲线

图1为两种涂层体系在900 ℃热腐蚀60 h的腐蚀动力学曲线。由图1可以看出，两种涂层的质量出现了很大的差异。在0~36 h腐蚀时间内，涂覆NiCrAlY涂层试样的质量保持稳定上升的趋势，大致呈线性变化。当腐蚀达36 h时，腐蚀增重达到了极大值2.19 mg/cm²。试样在0~36 h一直保持增重，这表明在这一时间段内腐蚀产物与涂层结合良好，并未发生剥落。在36~60 h，腐蚀动力学曲线出现了急剧的下降，这表明在腐蚀后期发生了腐蚀产物的开裂和剥落，涂层的腐蚀性能也大幅度下降。NiCrAlY（Ce）涂层的腐蚀动力学曲线一直保持上升的趋势，腐蚀增重达到2.91 mg/cm²，在整个腐蚀过程中腐蚀产物并未发生剥落，对涂层起到了保护作用。尽管NiCrAlY（Ce）涂层在腐蚀过程中一直保持类似的直线上升的趋势，但其在0~36 h的腐蚀增重数值明显小于NiCrAlY涂层，也就是说NiCrAlY（Ce）涂层的抗腐蚀能力要优于NiCrAlY涂层。

2.1.2 喷涂态NiCrAlY（Ce）涂层的相组成

图2为不同成分喷涂态涂层的X射线衍射图谱。图谱显示喷涂态的NiCrAlY和NiCrAlY（Ce）涂层相组成相似，均由γ-Ni、γ'-Ni₃Al和少量β-NiAl相组成。

2.1.3 热腐蚀后NiCrAlY（Ce）涂层的相组成

图3为NiCrAlY（Ce）涂层在900 ℃下高温熔盐热腐蚀后的X射线衍射图谱。经过12 h热腐蚀后，仍能发现明显的γ/γ'基体相的衍射峰，这是由于在腐蚀初期涂层表面生成的腐蚀层较薄。此时，涂层表面腐蚀产物主要由Al₂O₃、Cr₂O₃及少量的NiCr₂O₄组成。在腐蚀初期，腐蚀盐溶液直接与涂层接触，导致涂层腐蚀增重较快，这与腐蚀动力学曲线的规律相符。当涂层腐蚀60 h之后，NiCrAlY（Ce）涂层表面的腐蚀产物种类未发生改变，而在NiCrAlY涂层表面则检测到了TiO₂。通过对比发现，NiCrAlY涂层表面形成了大量的NiCr₂O₄，而NiCrAlY（Ce）涂层表面的NiCr₂O₄很少。NiCr₂O₄是由NiO和Cr₂O₃反应生成的，NiCr₂O₄的生成要消耗大量的抗腐蚀产物Cr₂O₃，从而导致涂层抗腐蚀性能的下降。在NiCrAlY涂层腐蚀60 h后的XRD图谱上几乎没有发现Cr₂O₃衍射峰的存在，这说明生成NiCr₂O₄消耗了大量的Cr₂O₃。此外，NiCrAlY涂层的表面形成TiO₂则表明基体中的Ti元素已经被氧化，涂层失去了保护能力。在NiCrAlY（Ce）涂层的XRD图谱中，Al₂O₃和Cr₂O₃的衍射峰增多，这说明NiCrAlY（Ce）涂层中仍然存在大量的Al和Cr元素，可为涂层提供良好的保护作用。

2.2 热腐蚀前后NiCrAlY（Ce）/TiAl体系的形貌分析

2.2.1 喷涂态NiCrAlY（Ce）涂层的形貌

图4为不同成分喷涂态涂层的表面和截面形貌。NiCrAlY（Ce）涂层中存在大量灰黑色带状物相，该物相是由于喷涂过程中喷涂粒子与氧气提前发生一部分氧化反应^［11］，形成氧化物，在基体上凝固后形成如图4所示的带状灰黑色物相。通过能谱分析可知，涂层中的灰黑色物相由36.62 at.%Al和55.22 at.%O组成，可以判定该物相为Al₂O₃。

2.2.2 热腐蚀后NiCrAlY（Ce）涂层的表面形貌

图5为不同成分涂层在900℃下热腐蚀12 h后的表面形貌。由XRD结果可知，腐蚀前期两种涂层表面的腐蚀产物均由大量的Al₂O₃、Cr₂O₃及少量的NiCr₂O₄组成，结合表1的化学成分分析结果可知，图5中的颗粒状氧化物为Al₂O₃，球状氧化物为NiCr₂O₄。通过对比发现，NiCrAlY涂层表面球状的NiCr₂O₄比NiCrAlY（Ce）涂层多，这与XRD结果相符。NiCr₂O₄属于尖晶石氧化物，其在涂层表面排列疏松多孔，使氧化膜中产生孔洞。同时，NiCr₂O₄的反应吉布斯自由能较低，这导致其极易在两种氧化物的交接处形成聚合态氧化物，并依附氧化物颗粒不断向外扩展、生长。在氧化膜中，NiCr₂O₄氧化物位于最外层，是氧化层外延生长的核心，氧化膜的自由膨胀效应会被外延生长的NiCr₂O₄抑制，这将导致氧化膜在冷却过程中由于拉应力作用而产生裂纹^［12］。添加稀土元素Ce后，由于元素Ce与元素O亲和力较大，其会优先选择与O反应生成CeO₂，降低了涂层中的氧分压。此外，稀土元素的原子半径大，易于在晶界处偏析，从而细化涂层和氧化物晶粒，使Al离子沿晶界的短路扩散占主导地位，增大Al离子扩散系数^［13］。这两方面因素协同促进Al的选择性外氧化，促进涂层表面形成致密的Al₂O₃膜，有利于增强涂层的抗腐蚀性能。

图6为不同成分涂层在900 ℃下热腐蚀60 h后的表面形貌。从图6可以看出，随着腐蚀时间的增加，涂层表面氧化物膜的形貌发生了改变。经过60 h的热腐蚀后，在NiCrAlY涂层表面产生了较多的孔洞和裂纹。这是由于在热腐蚀产物生成期间伴随着体积的膨胀，在腐蚀层内产生了热应力，该热应力只能通过塑性变形来释放。在热应力的作用下，涂层表面大量的NiCr₂O₄更易于诱发裂纹的形成。大量裂纹和孔隙的出现一方面会降低腐蚀层与涂层的结合强度，导致腐蚀产物剥落；另一方面，混合盐溶液会通过这些孔洞和缝隙进入涂层内部，使涂层内部进一步受到腐蚀。当涂层内部遭受较严重的腐蚀后，涂层就会脱落，失去保护能力，这也是NiCrAlY涂层在腐蚀36 h后发生腐蚀失重的主要原因。NiCrAlY（Ce）涂层在经过60 h热腐蚀后，涂层表面仍覆盖着完整的腐蚀层，并没有发生剥落现象。这是由稀土元素Ce对氧化物晶粒的细化作用导致的，细化的氧化物晶粒使氧化膜具有更好的变形能力，减少了裂纹的形成，提高了氧化膜的结合性能和抗剥落能力。

2.2.3 热腐蚀后NiCrAlY（Ce）涂层的截面形貌

图7为不同成分涂层在900 ℃下热腐蚀12 h后的截面形貌。热腐蚀12 h后，NiCrAlY涂层与基体发生了严重的元素互扩散，出现明显的分层现象，在界面处形成了一条亮灰色的互扩散带，并在涂层内部可见大量富Al的内硫化黑点。此外，在界面靠近基体处也形成了大量的黑色针状物，结合图8元素面扫描图谱可知，该区域也富集元素S。由此可以推断，在腐蚀初期，元素S就已经扩散到涂层及互扩散区，进入基体并反应形成了约25 μm宽的疏松硫化物层（图7a框选a区域）。从图7b可以看出，在NiCrAlY（Ce）涂层与TiAl合金界面处发生了元素互扩散，但是并没有形成疏松的硫化物层。界面处硫化物层的出现表明基体已经受到腐蚀盐溶液的侵蚀。对比两种成分涂层热腐蚀后的表面形貌可知，在腐蚀初期NiCrAlY涂层表面的腐蚀层中有大量的裂纹和孔洞，腐蚀元素S会通过这些裂纹和孔洞进入到腐蚀层内，并对腐蚀层下的涂层继续腐蚀。观察图7a可以发现，腐蚀12 h后的NiCrAlY涂层产生了一些纵向的裂纹，到达腐蚀层下的元素S会通过涂层中的裂纹到达涂层-基体界面，与基体元素反应生成了内硫化物层。内硫化物层的生成表明NiCrAlY涂层对基体的保护作用有限，它不仅会导致合金元素的损失，削弱基体的力学性能，还会导致涂层与基体间的结合能力减弱，加快涂层的脱落，使其丧失保护作用^［14］。通过图8b的面扫描图谱可知，界面处亮白色区域（图7b箭头指向处）富集元素S，这说明NiCrAlY（Ce）/TiAl体系中也发生了元素S的内扩散，这是由大气等离子喷涂涂层的特性导致的。大气等离子喷涂涂层本身就有一定的孔隙率，元素S可以通过这些孔隙进入到涂层内部。对比图7a和图7b，并结合图8面扫描图谱可知，尽管两种涂层体系都有元素S进入涂层内部，但是添加稀土元素Ce后，NiCrAlY（Ce）/TiAl体系界面处没有出现明显的疏松硫化物层，腐蚀盐溶液没有对基体造成较大的不利影响，涂层能够起到良好的保护作用。

图9为不同成分涂层在900 ℃下腐蚀12 h后的截面形貌。图9b和9d为图9a和9c中A、B区域的放大图。从图9中可以看出，经过长期的热腐蚀后，NiCrAlY涂层已经与基体脱离。结合表2可知，a处浅色区为TiO₂，b处深色区为Al₂O₃。涂层与基体间产生厚的TiO₂氧化物层，这是因为涂层严重翘边后，TiAl基体直接暴露在混合盐溶液中，TiAl合金中的元素Ti直接与O发生反应，形成了以TiO₂为主的疏松多孔的氧化膜，该氧化膜不具有防护能力，熔盐离子及O容易通过氧化膜扩散到界面处，使腐蚀持续快速进行。由图9b还可以看出，NiCrAlY/TiAl体系基体已经被严重侵蚀，在TiO₂与合金的界面处形成了条状的腐蚀痕迹。与此同时，由于合金表面覆盖的熔盐会对TiO₂膜熔解，进一步破坏氧化膜的完整性，加速腐蚀过程，此时NiCrAlY/TiAl体系已完全失效。从图9c和9d可以看出，在NiCrAlY（Ce）/TiAl体系的界面处生成了约为35 μm厚的灰黑色层状物。为了确定该灰黑色物质的相组成，结合表2中的化学成分分析结果可知，37.23at.%的元素Al和57.88at.%的元素O组成，因此可以判定其为Al₂O₃。NiCrAlY（Ce）/TiAl体系界面在热腐蚀后期已经出现裂纹，同时界面处硫化物层和氧化物层的产生说明元素O和元素S已经侵入涂层内部，同时对基体造成损害。但与NiCrAlY/TiAl体系对比发现，NiCrAlY（Ce）涂层并没有出现如图9b中严重翘边和脱离现象，NiCrAlY（Ce）涂层对基体还有一定的保护作用。添加稀土元素Ce后，它会有助于促进元素Al的选择性氧化，有利于形成连续且致密的Al₂O₃膜^［15］，以阻碍元素S的内扩散。此外，稀土元素Ce还具有细化晶粒的作用，增强了氧化膜和涂层的抗剥落性能，从而改善涂层的抗腐蚀性能，延长其使用寿命。

2.3 稀土元素Ce对NiCrAlY/TiAl体系熔盐热腐蚀性能的影响机制

在腐蚀初期，涂层以氧化反应为主，两种涂层表面主要生成Al₂O₃、Cr₂O₃保护层并阻止熔盐向涂层内部扩散。但随着热腐蚀时间的加长，NiCrAlY涂层表面生成的氧化膜不断被侵蚀，在腐蚀后期NiCrAlY涂层出现翘边和脱落现象，涂层丧失保护作用，而NiCrAlY（Ce）涂层在腐蚀后期仍然表现出良好的抗腐蚀性能。研究结果表明，稀土元素Ce的添加明显提高了NiCrAlY涂层的抗热腐蚀性能。稀土元素Ce对合金抗氧化性能的影响不能归结于单一的机制，它是由几种机制相互作用而产生的结果：

1） 促进元素Al的选择性氧化

一方面，稀土元素Ce与元素O的亲和力较大，在热腐蚀过程中稀土元素Ce会优先与元素O反应生成CeO₂，从而降低涂层的氧分压。较低的氧分压环境有利于促进元素Al的选择性氧化而形成Al₂O₃。另一方面，稀土元素Ce具有晶粒细化作用，能够增加元素Al和元素Cr的外扩散速率，促进Al₂O₃膜的生成。稳定的Al₂O₃膜能够阻挡元素S等腐蚀介质的侵入，降低因硫化反应导致的涂层破坏和基体腐蚀，从而提高NiCrAlY涂层的抗热腐蚀性能。

2） 阻碍尖晶石氧化物的形成

在未添加稀土元素Ce的NiCrAlY涂层中，容易形成大量的NiCr₂O₄尖晶石氧化物。这种氧化物结构疏松多孔，且在生长过程中易产生裂纹和拉应力，从而导致腐蚀层的剥落，不利于涂层的抗热腐蚀性能。而稀土元素Ce的存在阻碍了尖晶石氧化物的形成，减少了NiCr₂O₄对涂层热腐蚀性能的不利影响，从而改善了NiCrAlY涂层的抗热腐蚀性能。

3）改善腐蚀层与涂层的结合

稀土元素Ce原子半径大，容易在氧化物晶界处偏析，对氧化物晶粒起到细化作用。细化的氧化物晶粒能够提高其与涂层的结合性能，不易发生剥落现象，从而增强了涂层的抗腐蚀性能。

3 结论

1）稀土元素Ce的添加能够有效地改善NiCrAlY涂层的抗热腐蚀能力。900 ℃下腐蚀60 h后，NiCrAlY涂层发生腐蚀失重，这表明NiCrAlY（Ce）涂层在整个腐蚀过程中保持着一定的抗腐蚀能力。

2）经过900 ℃/60 h热腐蚀后，NiCrAlY涂层表面形成了大量疏松多孔的NiCr₂O₄，涂层发生了翘曲或者脱落，致使TiAl基体受到严重侵蚀，涂层丧失保护能力。

3）经过900 ℃/60 h热腐蚀后，NiCrAlY（Ce）/TiAl体系界面处生成了疏松硫化物层和细小裂纹，涂层仍然具有一定防护能力。稀土元素Ce的添加可以促进Al₂O₃的形成，提高涂层的抗腐蚀性能。

参考文献

[1] Clemens H， Mayer S.Design，processing，microstructure，properties，and applications of advanced intermetallic TiAl alloys［J］.Advanced Enginee-ring Materials，2013，15（4）：191-215.

[2] 吴宇，陈冰清，刘伟，等.增材制造镍基高温合金在航空发动机与燃气轮机中的研究应用进展［J］.航空材料学报，2024，44（1）：31-45.

[3] 杨潇文.预氧化及纳米晶涂层对N5镍基单晶合金热腐蚀行为的影响［D］.沈阳：东北大学，2020.

[4] 王东生，田宗军，沈理达，等.TiAl合金表面激光重熔MCrAlY涂层热腐蚀性能［J］.焊接学报，2014，35（8）：92.

[5] Septianissa S， Prawara B， Basuki E A，et al.Improving the hot corrosion resistance of γ/γ' in Fe-Ni superalloy coated with Cr₃C₂-20NiCr and NiCrAlY using HVOF thermal spray coating［J］.International Journal of Electrochemical Science，2022，17（12）：221231.

[6] Zhang T T， Huang C B， Lan H，et al.Oxidation and hot corrosion behavior of plasma-sprayed MCrAlY-Cr₂O₃ coatings［J］.Journal of Thermal Spray Technology，2016，25（6）：1208-1216.

[7] 兰昊.热处理和合金元素对MCrAlY（Re）粘结层材料高温氧化行为的影响［D］.北京：清华大学，2011.

[8] 贾近，刘赛月，孟君晟，等.面向高端装备零部件的稀土改性MCrAlY涂层［J］.中国表面工程，2018，31（5）：54-62.

[9] Yang Z Q， Zhang J， Luo C Y，et al.Effect of preo-xidation and sea salt on the hot corrosion beha-vior of MCrAlY coatings and AlSi coatings［J］.Surface and Coatings Technology，2024，477：130354.

[10] 宫雪，沈远景，刘亚莉，等. 稀土改性NiCrAlY涂层组织与氧化行为研究［J］. 郑州航空工业管理学院学报，2024，42（3）： 54-64.

[11] Reddy M， Prasad C D， Patil P，et al.Hot corrosion behavior of plasma-sprayed NiCrAlY/TiO₂ and NiCrAlY/Cr₂O₃/YSZ cermets coatings on alloy steel［J］.Surfaces and Interfaces，2021，22：100810.

[12] 孙日，王铁钢，李伟，等.Pt改性梯度NiCrAlY涂层的热腐蚀行为研究［J］.材料保护，2024，57（3）：28-37，49.

[13] Wang H Y， Zuo D W， Li X F，et al.Effects of CeO₂ nanoparticles on microstructure and properties of laser cladded NiCoCrAlY coatings［J］.Journal of Rare Earths，2010，28（2）：246-250.

[14] 安连彤.高电压低电流等离子喷涂的特性研究［D］.大连：大连海事大学，2007.

[15] 张忠礼，沈威威，杨国强，等.900℃加热后热喷涂FeCrAl/AlSi复合涂层组织变化［J］.沈阳工业大学学报，2013，35（4）：400-406.

基金资助

国家自然科学基金(52001217)

国家自然科学基金(52275355)