季 強(qiáng), 宋 鵬, 王逸群, 廖紅星, 陸建生

(昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 昆明 650093)

?

粘結(jié)層中Co與Ni元素含量對(duì)熱障涂層組織及壽命的影響*

季 強(qiáng), 宋 鵬, 王逸群, 廖紅星, 陸建生

(昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 昆明 650093)

高溫服役過(guò)程中熱障涂層的MCrAlY粘結(jié)層形成致密的氧化鋁層，從而提高了涂層和基體的抗氧化性能。利用等離子噴涂制備的熱障涂層，其粘結(jié)層中的Co與Ni的含量和界面微觀結(jié)構(gòu)是影響氧化的重要因素。通過(guò)在Ni基高溫合金基體上利用低壓等離子噴涂(LPPS)分別制備粘結(jié)層為CoNiCrAlY和NiCoCrAlY的熱障涂層進(jìn)行高溫循環(huán)氧化實(shí)驗(yàn)，比較研究了這兩種熱障涂層在1 050 ℃下的循環(huán)氧化壽命和失效特征。研究表明粘結(jié)層表面形貌對(duì)氧化物的生長(zhǎng)具有重要影響，其中CoNiCrAlY粘結(jié)層更易在TGO層中形成尖晶石氧化物，最終無(wú)法形成連續(xù)的Al2O3層，導(dǎo)致涂層失效，而NiCoCrAlY粘結(jié)層表現(xiàn)出不同的失效方式。同時(shí)，粘結(jié)層和基體中Ni、Co等元素在氧化過(guò)程中存在強(qiáng)烈的互擴(kuò)散，Co與Ni含量對(duì)兩種涂層BC/基體界面處宏觀空洞的生長(zhǎng)產(chǎn)生了不同影響。

熱障涂層； CoNiCrAlY； NiCoCrAlY；熱循環(huán)；擴(kuò)散；壽命

0 引 言

目前典型的熱障涂層(TBCs)系統(tǒng)是由合金粘接層(BC)和陶瓷層(通常為Y2O3穩(wěn)定的ZrO2陶瓷，YSZ)所構(gòu)成的多層涂層結(jié)構(gòu)。由于熱障涂層能夠提高金屬基體的抗高溫氧化性能，降低金屬基體的工作溫度，從而提高金屬基體的使用壽命，因此在航空、航天、船舶以及能源等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-5]。目前，熱障涂層的制備技術(shù)以等離子噴涂(PS)技術(shù)和電子束物理氣相沉積(EB-PVD)技術(shù)較為常用。以上述技術(shù)制備的熱障涂層失效多發(fā)生在熱生長(zhǎng)氧化層(TGO)與粘結(jié)層的界面或熱生長(zhǎng)氧化物層(TGO)與陶瓷層的界面，其失效形式主要是涂層內(nèi)部裂紋的萌生擴(kuò)展導(dǎo)致涂層剝落失效。其中，De Masi-Marcin等[6]提出了在APS熱障涂層中微裂紋擴(kuò)展最終導(dǎo)致涂層剝落失效的機(jī)制，對(duì)于APS熱障涂層的粘結(jié)層粗糙表面的波峰處產(chǎn)生張應(yīng)力，在波谷處產(chǎn)生壓應(yīng)力，波峰處的張應(yīng)力隨TGO增厚而逐漸增大，因此在波峰區(qū)域總是發(fā)生裂紋的萌生和擴(kuò)展，最終導(dǎo)致粘結(jié)層和TGO的分離[7]。另外Va?en 等[8]發(fā)現(xiàn)APS熱障涂層在TGO層較薄時(shí)，粗糙區(qū)域上的殘余壓應(yīng)力能夠阻止裂紋之間的連接擴(kuò)展，當(dāng)TGO厚度超過(guò)一定值時(shí)，殘余壓應(yīng)力將轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄰垜?yīng)力，促使裂紋之間的連接擴(kuò)展，最終導(dǎo)致涂層失效。

熱障涂層經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的循環(huán)氧化，粘結(jié)層中Al含量消耗到無(wú)法滿足Al2O3生長(zhǎng)時(shí)，就會(huì)生成尖晶石類氧化物，從而成為裂紋萌生的中心，引起涂層的失效[9]。粘結(jié)層中元素的擴(kuò)散對(duì)熱障涂層的壽命有著顯著影響[10]。在粘結(jié)層為MCrAlY的熱障涂層中，Ni、Co等與氧發(fā)生作用形成尖晶石類氧化物，尖晶石會(huì)阻礙Al在粘結(jié)層中的向外擴(kuò)散，抑制了連續(xù)致密Al2O3的形成，從而加速了熱障涂層的失效。

研究結(jié)果[11]表明EB-PVD制備熱障涂層，由于粘結(jié)層CoNiCrAlY比NiCoCrAlY的熱膨脹系數(shù)更小，從而導(dǎo)致熱障涂層壽命較長(zhǎng)，但對(duì)于APS制備的熱障涂層，不同熱膨脹系數(shù)的粘結(jié)層對(duì)其壽命影響仍然不甚清楚。本文通過(guò)APS制備熱障涂層，其粘結(jié)層分別為CoNiCrAlY和NiCoCrAlY，進(jìn)行循環(huán)氧化實(shí)驗(yàn)，通過(guò)對(duì)比壽命和性能，詳細(xì)分析這兩種熱障涂層粘接層中元素的擴(kuò)散對(duì)涂層組織結(jié)構(gòu)、氧化行為及失效形式和壽命的影響，為長(zhǎng)壽命熱障涂層進(jìn)一步奠定材料基礎(chǔ)。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 樣品制備

本文使用的基體材料為IN738合金，尺寸為25 mm×?10 mm的圓柱體。采用低壓等離子噴涂(LPPS)法，首先在IN738基體上分別制備一層NiCoCrAlY及CoNiCrAlY粘結(jié)層，涂層厚度約為200 μm，基體材料和粘結(jié)層的化學(xué)成分見表1，其中，NiCoCr-AlY中的Co/Ni=0.5，而CoNiCrAlY中Co/Ni=1.6。為了提高粘結(jié)層和基體的結(jié)合，分別對(duì)Ni和Co基樣品進(jìn)行二次真空熱處理，即首先在1 120 ℃的真空爐中保溫2 h，再在845 ℃的真空爐中保溫24 h(真空壓力為0.001 Pa)。最后對(duì)熱處理后的樣品采用APS制備程序，在樣品表面噴涂一層Y2O3穩(wěn)定ZrO2(即YSZ)陶瓷層 ，陶瓷層厚度約為200 μm。

表1 In738基體合金及CoNiCrAlY和NiCoCrAlY粉末的元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)

1.2 循環(huán)氧化實(shí)驗(yàn)

對(duì)Ni和Co基樣品進(jìn)行循環(huán)氧化實(shí)驗(yàn)，循環(huán)參數(shù)為：樣品在1 050 ℃的高溫爐中保溫2 h，然后采用強(qiáng)冷氣體對(duì)樣品進(jìn)行15 min冷卻至室溫。當(dāng)涂層在宏觀明顯觀察到裂紋時(shí)，樣品即為失效。本文提出的涂層壽命是指循環(huán)氧化過(guò)程中樣品在高溫爐中保溫時(shí)間的累加。

1.3 組織與形貌觀察

利用金相顯微鏡(OM)和帶能譜(EDX)的掃描電鏡(SEM)等對(duì)這兩種涂層斷面進(jìn)行微觀組織觀察和形貌分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 原始樣品的斷面形貌

圖1為未氧化的Ni和Co基樣品的斷面形貌。

圖1 Ni基樣品和Co基樣品的斷面OM像

由圖1可以看出，原始Ni基樣品和原始Co基樣品的斷面宏觀形貌基本相同，涂層中各個(gè)界面結(jié)合緊密，沒有明顯的裂紋存在，但在粘結(jié)層和陶瓷層上有明顯的孔隙存在，這是由于在噴涂過(guò)程中未融化的顆粒堆積形成較大的孔隙，同時(shí)熔化的顆粒不可避免地包裹氣體，在快速凝固過(guò)程中氣體逸出形成細(xì)小的孔隙。至于陶瓷層中的孔隙較粘結(jié)層的更多更大，是因?yàn)閆rO2粉末的熔點(diǎn)比MCrAlY粉末高，在噴涂過(guò)程中MCrAlY粉末比ZrO2粉末熔化更充分，沉積時(shí)流動(dòng)性也更好，能在一定程度上填充孔隙。

2.2 循環(huán)氧化壽命與界面形貌

圖2所示為Ni基樣品和Co基樣品的循環(huán)氧化壽命的對(duì)比?？梢钥闯鲈? 050 ℃循環(huán)氧化后，Ni基樣品的壽命明顯長(zhǎng)于Co基樣品的壽命。Ni基樣品在1 050 ℃經(jīng)過(guò)平均大約800 h循環(huán)氧化后失效；而Co基樣在1 050 ℃經(jīng)過(guò)平均大約600 h循環(huán)氧化后失效。

圖2 Ni基樣品和Co基樣品在1 050 ℃下經(jīng)過(guò)2 h/15 min循環(huán)氧化的壽命

Fig 2 Lifetime of APS-TBC’s with MCrAlY bond coats on alloy IN738 after 2 h/15 min cyclic oxidation in air at 1 050 ℃

2.2.1 粘結(jié)層與陶瓷層界面

采用掃描電鏡(SEM)分析失效后的Ni基和Co基樣品的斷面形貌(如圖3)，在粘結(jié)層和陶瓷層中間的黑色區(qū)域?yàn)闊嵘L(zhǎng)氧化物層(TGO)。TGO層的形成是循環(huán)氧化過(guò)程中，粘結(jié)層的金屬元素(如Al,Ni,Co,Cr等)不斷向外擴(kuò)散和氧反應(yīng)，形成一層復(fù)雜的氧化膜。對(duì)比圖3(a)和(b)，能夠明顯觀察到Ni基樣品和Co基樣品中粘結(jié)層的孔隙表面全部氧化，如圖3中箭頭所指部位，其原因是粘結(jié)層上的孔隙為氧的擴(kuò)散提供了通道，使孔隙表面易被氧化。但發(fā)現(xiàn)Ni基和Co基樣品中TGO層形貌不同。圖4為Ni基和Co基熱障涂層失效樣品局部斷面SEM。從圖4(a)中可以觀察到在Ni基粘結(jié)層的粗糙表面上，TGO層較厚，裂紋在TGO上萌生和擴(kuò)展，裂紋之間相互平行，導(dǎo)致TGO出現(xiàn)分層現(xiàn)象。而在Co基樣品和Ni基樣品斷面形貌差異較大，在Co基樣品的TGO中有更多的灰色尖晶石氧化物，Al2O3與尖晶石互相包圍，使得粘結(jié)層上無(wú)法形成連續(xù)的Al2O3保護(hù)膜。

圖3 Ni基樣品和Co基樣品失效后的TC/BC界面的截面SEM像

Fig 3 SEM images of failed APS-TBC’s with MCr-AlY bond coats

圖4 Ni基樣品和Co基熱障涂層失效樣品的局部斷面SEM

Fig 4 SEM images of failed APS-TBC’s with MCr-AlY bond coats

Ni基樣品在循環(huán)氧化過(guò)程中，氧氣通過(guò)陶瓷層擴(kuò)散到粘結(jié)層界面，粘結(jié)層中Al選擇性氧化，能夠在BC/TC界面形成一層連續(xù)致密的Al2O3保護(hù)膜，抑制Ni、Co、Cr等有害元素的擴(kuò)散。在Ni基樣品中粘結(jié)層與陶瓷層的熱膨脹系數(shù)差異比Co基樣品的更大。在循環(huán)氧化過(guò)程中，Al不斷擴(kuò)散消耗氧化，在BC/TC界面TGO層不斷增厚，同時(shí)由于較大的熱膨脹系數(shù)差異導(dǎo)致的熱應(yīng)力也就更大，造成Ni基樣品的熱生長(zhǎng)應(yīng)力比Co基樣品大。當(dāng)較大的生長(zhǎng)內(nèi)應(yīng)力超過(guò)氧化鋁自身強(qiáng)度時(shí)，會(huì)促進(jìn)裂紋形核生長(zhǎng)，形成一條平行于粘結(jié)層界面的裂紋，應(yīng)力得到一次釋放，隨著TGO厚度的增長(zhǎng)，TGO熱生長(zhǎng)內(nèi)應(yīng)力又一次增加，重復(fù)上述過(guò)程，最終形成了TGO分層特征(如圖4(a))，但沒有形成貫穿性裂紋，使這種分層特征釋放了應(yīng)變能，從而延長(zhǎng)了涂層的壽命。但當(dāng)TGO層達(dá)到一定厚度時(shí)，裂紋就會(huì)急劇擴(kuò)展連接，最終形成貫穿性裂紋，導(dǎo)致涂層的剝落失效。

在Co基樣品中，由于Co的抗氧化性能不如Ni，在循環(huán)氧化過(guò)程中，在其表面會(huì)生成氧化鋁層。其中，純氧化鋁的TGO中內(nèi)應(yīng)力[12]σO為

(1)

其中，EO為氧化鋁的彈性模量，Δα=αO-αTBC為氧化鋁與YSZ熱膨脹系數(shù)差值，ΔT為溫度差，ν為氧化鋁層的泊松比。

但是Co更容易被氧化生成尖晶石類氧化物，尖晶石會(huì)阻礙Al在粘結(jié)層中的向外擴(kuò)散，抑制了連續(xù)致密Al2O3的形成。由于生成的大量尖晶石，容易形成缺陷，導(dǎo)致應(yīng)力提前釋放，所以沒有形成分層的TGO特征。同時(shí)，新生Al2O3與尖晶石互相包圍，形成如圖4(b)形貌。尖晶石類氧化物生長(zhǎng)速度快，在氧化膜上分布零散，導(dǎo)致粘結(jié)層快速地氧化和退化，使得粘結(jié)層的抗氧化性能降低。尖晶石的生成，導(dǎo)致涂層的熱膨脹系數(shù)發(fā)生變化

Δα1=αO-αspinelor Δα2=αspinel-αTBC

(2)

由于尖晶石的線性熱膨脹系數(shù)(約為7.6×106K-1)比氧化鋁(約為8.8×106K-1)和YSZ(約為10.0×106K-1)的都要小，所以由于尖晶石的生成，導(dǎo)致尖晶石與陶瓷層的熱膨脹系數(shù)Δα2比Δα1要大，從而較大的熱不匹配應(yīng)力產(chǎn)生。由于尖晶石彈性模量(約180 GPa)較氧化鋁(約380 GPa)小，在較大的熱不匹配應(yīng)力下更容易產(chǎn)生裂紋，同時(shí)尖晶石中含有較多的孔洞，加速了氧的內(nèi)傳輸，導(dǎo)致TGO層的迅速長(zhǎng)大。這就會(huì)形成更多的裂紋，當(dāng)裂紋之間擴(kuò)展連接形成貫穿性裂紋時(shí)，就會(huì)使涂層過(guò)早失效。這是圖2所示的Co基熱障涂層壽命相對(duì)較短的一個(gè)原因。

2.2.2 粘結(jié)層與基體界面

從圖5觀察到Ni基和Co基樣品中，在BC/基體界面處有許多的孔洞。圖1顯示兩者的原始微觀結(jié)構(gòu)相似，但經(jīng)過(guò)高溫氧化后發(fā)現(xiàn)圖5(a)比(b)中的孔洞少，且圖5(a)的高溫試驗(yàn)時(shí)間遠(yuǎn)長(zhǎng)于圖5(b)。

圖5 Ni基樣品和Co基樣品失效后的BC/基體界面的截面SEM像

Fig 5 SEM images of failed APS-TBC’s with MCr-AlY bond coats

Ni基和Co基樣品的界面表現(xiàn)出如此大的差異，其原因認(rèn)為：

(1) 粘結(jié)層(BC)和基體材料IN738元素之間的互擴(kuò)散

因?yàn)檎辰Y(jié)層(BC)和基體材料IN738在成分和濃度上的差異，見表1。在循環(huán)氧化過(guò)程中，MCrAlY粘結(jié)層與基體材料IN738的元素在界面處發(fā)生互擴(kuò)散，導(dǎo)致了界面處孔洞的形成。在界面處，元素的互擴(kuò)散主要是由基體材料中的Ni、Cr元素向粘結(jié)層中擴(kuò)散，粘結(jié)層中的Co、Al元素向基體內(nèi)擴(kuò)散組成的。與Ni基樣品相比，Co基樣品粘結(jié)層與基體中Ni的元素濃度差約為34%，Co的元素濃度差為36%，而Ni基樣品粘結(jié)層與基體中Ni的元素濃度差為14%，而Co的元素濃度差僅為12.6%。故Co基樣品中與基體的互擴(kuò)散的濃度梯度驅(qū)動(dòng)力更大，從而導(dǎo)致BC/基體界面處形成較多的孔洞。

(2) 粘結(jié)層(BC)和基體材料IN738界面處的相變

在循環(huán)氧化過(guò)程中，Co基樣品中BC/基體界面處會(huì)有β-NiAl的形成和碳化物的析出，如圖6(b)，而在Ni基樣品中BC/基體界面處只有碳化物的析出，沒有β-NiAl的形成，如圖6(a)所示。Co最重要的作用是在粘接層和基體之間的互擴(kuò)散區(qū)中形成穩(wěn)定的β相[13]。在互擴(kuò)散區(qū)域中，β-NiAl和碳化物的形成會(huì)明顯產(chǎn)生一定體積的改變，這同樣會(huì)導(dǎo)致在粘接層和基體界面處孔洞的形成[14]，從而產(chǎn)生更多的孔洞，如圖5(b)所示。當(dāng)延長(zhǎng)Co基樣品的循環(huán)氧化的時(shí)間后，由于不同元素之間不斷的相互擴(kuò)散，發(fā)生β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣玫霓D(zhuǎn)變，最終導(dǎo)致在圖5(b)中無(wú)法觀察到β相。

圖6 在1 050 ℃循環(huán)氧化300 h后的粘結(jié)層與基體界面的截面OM像

Fig 6 SEM images of BC/alloy interface as well as after oxidation at 1 050 ℃ in air for 300 h

同時(shí)，在BC/基體界面處的互擴(kuò)散使得粘結(jié)層中Al持續(xù)貧化，促進(jìn)了Ni、Cr、Co氧化物在TGO中的形成，由于Co比Ni更易形成脆性的尖晶石氧化物，故造成了如圖3和4不同的TGO形貌，最終Co基樣品的涂層壽命短于Ni基樣品的涂層壽命。

3 結(jié) 論

(1) CoNiCrAlY粘結(jié)層表面上更容易形成富Co尖晶石類氧化物，在高溫循環(huán)氧化過(guò)程中，這些非保護(hù)性氧化物為裂紋的萌生和擴(kuò)展提供了場(chǎng)所，從而顯著的降低了涂層壽命。

(2) 在NiCoCrAlY粘接層表面的波峰處可以觀察到TGO層的反復(fù)分離和再生長(zhǎng)，這造成了TGO熱生長(zhǎng)應(yīng)力的釋放，降低了應(yīng)變能，從而延長(zhǎng)了涂層壽命。

(3) 與NiCoCrAlY涂層相比，在CoNiCrAlY粘結(jié)層中，由于更高的元素濃度梯度，驅(qū)動(dòng)了非等通量元素的擴(kuò)散，從而促進(jìn)更多的孔洞在粘接層與基體的界面上形成。

(4) 在CoNiCrAlY粘結(jié)層與基體界面處，高溫循環(huán)氧化過(guò)程中較高的Co含量和Cr的析出碳化物能夠穩(wěn)定β-NiAl，穩(wěn)定β-NiAl的形成與轉(zhuǎn)變導(dǎo)致體積變化，從而促進(jìn)更多孔洞的形成。

[1] Goward G W. Progress in coatings for gas turbine airfoils [J]. Surface and Coatings Technology, 1998, 108: 73-79.

[2] Padture N P, Gell M, Jordan E H. Thermal barrier coatings for gas-turbine engine applications [J]. Science, 2002, 296(5566): 280-284.

[3] Vassen R, Stuke A, St?ver D. Recent developments in the field of thermal barrier coatings [J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2009, 18(2): 181-186.

[4] Schulz U,Leyens C, Fritscher K, et al. Some recent trends in research and technology of advanced thermal barrier coatings [J]. Aerospace Science and Technology, 2003, 7(1): 73-80.

[5] Ren Weipeng, Li Qing, Song Jinxia, et al. Development in research on oxidation behavior of thermal barrier coatings [J].Aerospace Mater Technol, 2014, 44(2): 7-12.

任維鵬，李 青，宋盡霞，等. 熱障涂層氧化行為研究進(jìn)展[J]. 宇航材料工藝, 2014, 44(2): 7-12.

[6] Demasi-Marcin J T, Sheffler K D, Bose S. Mechanisms of degradation and failure in a plasma-deposited thermal barrier coating [J]. Journal of Engineering for Gas Turbines and Power, 1990, 112(4): 521-526.

[7] Wei Zheng, Hu Jie. Investigation on failure mechanism and lifetime prediction of thermal barrier coatings [J]. The Magazine on Equipment Machinery, 2013, 4: 2.

魏 錚，胡 捷. 熱障涂層失效機(jī)制和壽命預(yù)測(cè)研究概述[J]. 裝備機(jī)械. 2013, 4: 2.

[8] Va?en R, Kerkhoff G, St?ver D. Development of a micromechanical life prediction model for plasma sprayed thermal barrier coatings [J]. Materials Science and Engineering: A, 2001, 303(1): 100-109.

[9] Renusch D, Echsler H, Schütze M. Progress in life time modeling of APS-TBC Part I: residual, thermal and growth stresses including the role of thermal fatigue [J]. Materials at High Temperatures, 2004, 21(2): 65-76.

[10] Naumenko D, Shemet V, Singheiser L, et al. Failure mechanisms of thermal barrier coatings on MCrAlY-type bondcoats associated with the formation of the thermally grown oxide [J]. Journal of Materials Science, 2009, 44(7): 1687-1703.

[11] Song P,Subanovic M, Toscano J, et al. Effect of atmosphere composition on the oxidation behavior of MCrAlY coatings [J]. Materials and Corrosion, 2011, 62(7): 699-705.

[12] Evans A G, He M Y, Hutchinson J W. Mechanics-based scaling laws for the durability of thermal barrier coatings [J]. Progress in Materials Science, 2001, 46: 249-271.

[13] Wang Bin,Gong Jun. Behavior of alloying elements in MCrAlY coating [J]. Materials Protection, 2001, 34(4): 1-3.

王 冰，宮 駿. 合金元素在MCrAlY 涂層中的行為[J]. 材料保護(hù)，2001, 34(4): 1-3.

[14] Toscano J, Gil A, Hüttel T, et al. Temperature dependence of phase relationships in different types of MCrAlY-coatings [J]. Surface and Coatings Technology, 2007, 202(4): 603-607.

Effect of Co and Ni contents in MCrAlY bondcoats on microstructure and lifetime of APS TBC systems

JI Qiang，SONG Peng，WANG Yiqun，LIAO Hongxing，LU Jiansheng

(Faculty of Materials Science and Engineering, Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093，China)

The dense alumina layer was generated on the surface of the MCrAlY bondcoats within thermal barrier coatings (TBCs) at high temperature service process, which could improve the oxidation resistance of the coating and superalloy. The Co and Ni concentrations and interface micro-structure of the bondcoats were the important factors to affect the oxidation properties for the TBCs prepared by APS. In this paper, the high-temperature cycle oxidation experiment of TBCs specimens with CoNiCrAlY and NiCoCrAlY bondcoats was carried out at 1 050 ℃. The TBCs oxidation lifetime and failure characteristics were carefully studied. The results indicate that the spinels are easily formed within thermally growth oxide (TGO) for CoNiCrAlY bondcoat, which would cause TBC spallation due to a discontinuous Al2O3layer formation. In addition, the NiCoCrAlY bondcoat shows a different failure modes. Meanwhile, the strongly inter-diffusion phenomenon of Ni and Co within the bondcoat and Ni-base alloy matrix was observed during oxidation. The content of Co and Ni show different influence on generation of macroscopic pores at the interface between bondcoats and the matrix.

TBC;CoNiCrAlY; NiCoCrAlY; thermal cycling; diffusion; lifetime

1001-9731(2016)04-04074-05

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51401097)；高等學(xué)校博士學(xué)科點(diǎn)專項(xiàng)科研基金資助項(xiàng)目(20125314110002)；云南省應(yīng)用基礎(chǔ)研究計(jì)劃資助項(xiàng)目(2013FB016)

2015-06-03

2015-12-11 通訊作者：宋 鵬，E-mail: Songpengkm@163.com

季 強(qiáng) (1989-)，男，安徽無(wú)為人，在讀碩士，從事涂層制備與分析研究。

TG172.82

A

10.3969/j.issn.1001-9731.2016.04.015