陽(yáng)穎飛，任 盼，鮑澤斌，鄧春明，李 衛(wèi)

（1.暨南大學(xué)先進(jìn)耐磨蝕及功能材料研究院，廣州 510632；2.中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，沈陽(yáng) 110016；3.廣東省新材料研究所現(xiàn)代材料表面工程技術(shù)國(guó)家工程實(shí)驗(yàn)室，廣州 510650；4.廣東省現(xiàn)代表面工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州 510650）

熱障涂層（Thermal Barrier Coatings，TBCs）是所有工程材料涂層體系中結(jié)構(gòu)最為復(fù)雜、使用環(huán)境最為苛刻的涂層體系之一[1]。熱障涂層通常由合金基體、金屬黏結(jié)層、熱生長(zhǎng)氧化物以及陶瓷隔熱層組成[2-3]。其中合金基體為主要的受力結(jié)構(gòu)，通常為高溫力學(xué)性能優(yōu)異的高溫合金。金屬黏結(jié)層的作用為保護(hù)基體免受環(huán)境中的氧化及腐蝕性氣氛侵蝕，因而黏結(jié)層中含有高濃度的抗氧化和/或抗腐蝕性元素，如Al、Cr 等[4]。在高溫氧化性服役環(huán)境中，黏結(jié)層發(fā)生氧化，生成熱生長(zhǎng)氧化物層，阻止環(huán)境中的氧化性氣氛進(jìn)一步侵入涂層及基體。陶瓷隔熱層的導(dǎo)熱系數(shù)較低，其目的為降低合金表面的溫度，從而延長(zhǎng)高溫部件的使用壽命。

熱障涂層的發(fā)展自20世紀(jì)50年代開(kāi)始，最先使用的熱障涂層是使用在軍用發(fā)動(dòng)機(jī)上的搪瓷涂層[5]。19世紀(jì)60年代，由火焰噴涂的陶瓷隔熱層與NiAl 黏結(jié)層開(kāi)始在商用航空發(fā)動(dòng)機(jī)上得到應(yīng)用[6]。19世紀(jì)80年代，氧化釔部分穩(wěn)定的氧化鋯成為陶瓷隔熱層研究的熱點(diǎn)材料，其表現(xiàn)出的優(yōu)異隔熱性能以及熱穩(wěn)定性極大地推動(dòng)了熱障涂層的發(fā)展。為了進(jìn)一步提高熱障涂層的隔熱效率，研究者相繼開(kāi)發(fā)了多種體系的低熱導(dǎo)率陶瓷隔熱材料，如雙層結(jié)構(gòu)的La2O3-ZrO2CeO2(LZC)/YSZ陶瓷隔熱層[7]、高熵陶瓷[8]、多孔泡沫陶瓷[9]等。

相比于隔熱層，金屬黏結(jié)層的發(fā)展更早且更為成熟，其發(fā)展經(jīng)歷了簡(jiǎn)單鋁化物涂層（如NiAl涂層、Ni3Al涂層）[10]、包覆涂層（MCrAlY涂層，M=Ni和/或Co）[11]、改性鋁化物涂層（如Pt改性涂層，活性元素改性涂層，Si改性涂層等）以及21世紀(jì)初Nicholls[12]提出的“智能”涂層。在高溫氧化性或腐蝕性氣氛下，金屬黏結(jié)層表面形成一層致密、穩(wěn)定且生長(zhǎng)緩慢的氧化膜，阻止環(huán)境中的O以及其他腐蝕性氣體進(jìn)一步與基體合金接觸，從而保護(hù)基體[13-14]。

熱障涂層的失效與其服役環(huán)境息息相關(guān)[15-17]。在高溫氧化性環(huán)境中，隨著服役時(shí)間的延長(zhǎng)，涂層體系各組分由于熱膨脹系數(shù)不同，涂層體系中熱應(yīng)力逐漸累積。同時(shí)，黏結(jié)層與陶瓷隔熱層之間生成了熱生長(zhǎng)氧化物層，使得涂層體系中殘余應(yīng)力急劇增長(zhǎng)，最終導(dǎo)致陶瓷隔熱層局部脫落[18-19]。當(dāng)熱端部件在空氣中顆粒（砂礫，碎屑等）含量較高的環(huán)境中服役時(shí)，陶瓷隔熱層會(huì)受到外來(lái)物質(zhì)的侵蝕（Foreign Object Damage，F(xiàn)OD）。在高溫下（1200℃以上），外來(lái)顆粒融化、黏附在陶瓷隔熱層外側(cè)并與其發(fā)生反應(yīng)，且隨著服役時(shí)間的延長(zhǎng)，該反應(yīng)的前沿界面緩慢向內(nèi)擴(kuò)展，逐漸破壞隔熱層的結(jié)構(gòu)[20-23]。由于外來(lái)顆粒的熔點(diǎn)受顆粒成分的影響，外來(lái)顆粒的成分成為決定熱障涂層壽命的關(guān)鍵因素。其中，最常見(jiàn)的一種顆粒成分稱為Ca5Mg4Al2Si9O30，其腐蝕又稱為CMAS（Calcium，Magnesium，Aluminnosilicate）腐蝕[24-25]。當(dāng)熱端部件在高濃度的硫鹽或氯鹽環(huán)境中時(shí)，鹽類在合適的溫度下熔融，滲入并透過(guò)陶瓷隔熱層與保護(hù)性氧化膜發(fā)生反應(yīng)，并生成疏松多孔的產(chǎn)物，該過(guò)程稱為熱腐蝕[26-27]。熱腐蝕發(fā)生后，氧化膜逐漸失去保護(hù)能力，熱腐蝕產(chǎn)生的疏松多孔的腐蝕產(chǎn)物使得熱障涂層體系中的應(yīng)力急劇增大，導(dǎo)致陶瓷隔熱層剝落[28]。當(dāng)環(huán)境中含有SO2氣氛時(shí)，由于SO2對(duì)鹽類有穩(wěn)定作用，熱端部件的熱腐蝕更加嚴(yán)重。因此，熱腐蝕通常發(fā)生在工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)以及海上燃?xì)廨啓C(jī)的熱端部件上，而航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的熱腐蝕現(xiàn)象則相對(duì)較少。

熱腐蝕被認(rèn)為是一種加速的氧化反應(yīng)[21-23]，根據(jù)溫度的不同，可以將熱腐蝕分為兩種類型：（1）當(dāng)溫度在沉積鹽的熔點(diǎn)之上時(shí)，涂層表面的沉積鹽呈熔融狀態(tài)，該溫度下的熱腐蝕稱為“Type I”型熱腐蝕[29]；（2）當(dāng)溫度較低時(shí)，沉積鹽處于固態(tài)，但部分處于共晶成分的沉積鹽發(fā)生熔融，該溫度下的熱腐蝕稱為“Type II”型熱腐蝕。由于沉積鹽的狀態(tài)不同，不同類型熱腐蝕后產(chǎn)生的微觀組織也有所不同[30]。對(duì)于“Type I”型熱腐蝕，腐蝕產(chǎn)物一般為在涂層外側(cè)形成疏松多孔的混合氧化物，同時(shí)，涂層內(nèi)部發(fā)生硫化；而“Type II”型熱腐蝕則通常表現(xiàn)為非均勻的點(diǎn)狀腐蝕，涂層內(nèi)部很少發(fā)生硫化。

熱障涂層的抗熱腐蝕能力與黏結(jié)層的種類相關(guān)，不同的黏結(jié)層由于結(jié)構(gòu)、成分不同表現(xiàn)出截然不同的熱腐蝕行為，本研究制備了4種典型的黏結(jié)層（簡(jiǎn)單NiAl涂層、NiCoCrAlY涂層、Pt改性NiAl涂層以及Pt+Hf共改性NiAl涂層），并在Na2SO4/NaCl（質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%）的混合鹽中對(duì)比進(jìn)行了熱腐蝕測(cè)試，從熱腐蝕過(guò)程中的組織結(jié)構(gòu)演變行為出發(fā)，利用掃描電鏡（SEM）、電子探針（EPMA）以及X射線衍射（XRD）等手段比較了4種典型黏結(jié)層在Na2SO4/NaCl （質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%）熔融鹽中的熱腐蝕行為，分別討論了4種典型黏結(jié)層的熱腐蝕失效機(jī)制，并分析了影響?zhàn)そY(jié)層抗熱腐蝕性能的關(guān)鍵因素。

試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)所用的基體合金為第1代單晶高溫合金，其名義成分如表1和表2所示。用線切割沿單晶的[001]方向切成尺寸為φ15mm×2mm的薄片。4種涂層的制備過(guò)程如下：（1）簡(jiǎn)單NiAl涂層：?jiǎn)尉Ц邷睾辖鸫蚰ブ?00#砂紙后噴砂，經(jīng)超聲清洗后氣相滲鋁；（2）NiCoCrAlY涂層：?jiǎn)尉Ц邷睾辖鸫蚰ブ?00#砂紙后噴砂，超聲清洗后進(jìn)行多弧離子鍍；（3）Pt改性NiAl涂層：?jiǎn)尉Ц邷睾辖鸫蚰ブ?00#砂紙后噴砂，超聲清洗后進(jìn)行電鍍約5μm 厚的鉑層，隨后在真空環(huán)境中進(jìn)行退火處理，降低樣品表面Pt 濃度，最后氣相滲鋁；（4）Pt+Hf改性NiAl涂層：?jiǎn)尉Ц邷睾辖鸫蚰ブ?00#砂紙后噴砂，將金屬Hf 顆粒加入到鍍鉑液中獲得懸浮液，基體合金超聲清洗后進(jìn)行Pt+Hf復(fù)合電鍍，控制鍍層厚度為5μm 左右，隨后在真空環(huán)境中進(jìn)行退火處理降低樣品表面Pt 濃度，最后氣相滲鋁。上述滲鋁采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)49% Fe粉為鋁源，同時(shí)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%～4%的NH4Cl為活化劑，滲鋁在1060℃進(jìn)行，保溫時(shí)間為6h，滲鋁后的涂層厚度約40μm，多弧離子鍍過(guò)程中的氬氣壓力為0.12MPa，陰極電流為70A，涂層厚度約為30μm，詳細(xì)的涂層制備過(guò)程可參考文獻(xiàn)[31-33]。

涂層的抗熱腐蝕性能測(cè)試在普通馬弗爐中進(jìn)行，測(cè)試溫度為900 ℃。測(cè)試開(kāi)始前將成分為Na2SO4/NaCl（質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%）的混合鹽均勻地涂在試樣表面，并保持涂鹽量為1～1.5mg/cm2，隨后將試樣放入溫度為900℃的馬弗爐中保溫一定時(shí)間后取出并空冷。為去除樣品表面殘留的鹽，樣品冷卻后在去離子水中煮沸2次，直至殘留在試樣表面的鹽膜完全溶解，下一次保溫開(kāi)始前將樣品再次涂上新的鹽膜后重新放入馬弗爐中繼續(xù)試驗(yàn)。

利用配有能譜儀（EDAX，X-Max，Oxford Instruments Co.Oxford，U.K.）的場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM，Inspect F50，F(xiàn)EI Co.,Hillsboro，OR）觀察樣品的表面及截面形貌，為了保護(hù)樣品表面的氧化膜，制備截面樣品前先在氧化膜外側(cè)利用化學(xué)鍍鎳的方法制備一層鍍鎳層，如無(wú)特別說(shuō)明，表面形貌觀測(cè)時(shí)使用二次電子信號(hào)而截面形貌觀測(cè)時(shí)采用背散射電子信號(hào)。利用電子探針（EMPA-1610，Shimadzu，J.P，）對(duì)熱腐蝕后的截面元素分布進(jìn)行分析，采用X射線衍射儀（XRD，X’ Pert PRO，PANalytical，Almelo，Holland）對(duì)黏結(jié)層熱腐蝕前后的物相結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。

表1 單晶高溫合金基體的名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table1 Nominal composition of single-crystal superalloy %

表2 4種涂層熱腐蝕前的表面元素分布（原子百分比）Table2 Surface composition of four coatings before hot corrosion %

結(jié)果與討論

1 涂層的相組成

圖1為4種涂層熱腐蝕前的物相成分，可知，普通NiAl涂層以及改性NiAl涂層中均由單相NiAl組成。隨著NiAl 相中添加Pt 及Pt+Hf，NiAl 相的峰位逐漸向左移。由布拉格公式（2dsinθ=nλ）可知，這是因?yàn)镹iAl 晶格中摻雜了原子尺寸較大的置換原子導(dǎo)致晶格膨脹所引起。Hf原子具有更大的原子尺寸，對(duì)晶格產(chǎn)生的影響更大，從而導(dǎo)致衍射峰向左偏移更多。NiCrAlY涂層由于Al含量較低，其主要物相為Ni3Al，同時(shí)含有少量的NiAl、α-Cr以及σ-(Co，Ni)。

圖1 涂層制備后的物相成分Fig.1 Phase composition after coating preparation

2 熱腐蝕后的表面形貌

圖2為4種黏結(jié)層在混合鹽中腐蝕后的表面形貌，由于普通NiAl涂層以及NiCoCrAlY涂層腐蝕測(cè)試100h后樣品失重較大，腐蝕測(cè)試停止，而其他兩種樣品繼續(xù)進(jìn)行測(cè)試至200h。由圖2（a）可知，普通NiAl涂層熱腐蝕100h后，涂層表面氧化膜發(fā)生了多次剝落（未剝落區(qū)、一次剝落區(qū)以及多次剝落區(qū)分別如圖2（a）中I、II、III和IV所示），且從剝落區(qū)域的高倍形貌可知，新形成的氧化膜為尖晶石結(jié)構(gòu)的氧化物，保護(hù)性能較差。尖晶石結(jié)構(gòu)氧化物的出現(xiàn)表明普通NiAl涂層經(jīng)過(guò)100h熱腐蝕后，涂層內(nèi)部的Al含量較低，已不足以發(fā)生選擇性氧化形成保護(hù)性的α-Al2O3膜。NiCoCrAlY涂層熱腐蝕100h后，氧化膜中出現(xiàn)宏觀裂紋，且氧化膜發(fā)生了大量剝落。從剝落區(qū)域的高倍形貌可知，氧化膜表面產(chǎn)生了大量的腐蝕坑，這是熔融鹽向內(nèi)滲透，內(nèi)部氧化膜被溶解而留下的痕跡。新形成的氧化膜仍呈現(xiàn)出α-Al2O3的形貌，且較為致密，表明涂層仍具有一定的防護(hù)能力。Pt改性NiAl涂層以及Pt+Hf改性NiAl涂層在混合鹽中熱腐蝕200h后，氧化膜表面無(wú)可見(jiàn)的裂紋及腐蝕坑，氧化膜僅在局部位置發(fā)生剝落，且剝落位置新形成的氧化膜為致密的α-Al2O3，由此可推測(cè)兩種涂層在熱腐蝕測(cè)試200h后仍具有可靠的保護(hù)性。然而，Pt+Hf改性NiAl涂層表面氧化膜剝落位置出現(xiàn)了對(duì)比度相對(duì)較高的氧化物（如紅色虛線所示），該位置能譜結(jié)果為：60.36O-31.84Al-0.32S-0.08Cl-0.41Ti-0.79Cr-0.44Co-5.12Ni-0.06Hf-0.05Ta-0.53Pt，由此可見(jiàn)，涂層中的Ni開(kāi)始參與氧化，涂層內(nèi)部的Al 儲(chǔ)量較低。

圖2 4種涂層在Na2SO4/NaCl (質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%)的混合鹽中900℃條件下熱腐蝕后的表面形貌Fig.2 Surface morphologies of four coating after hot corrosion in mixed salts of Na2SO4/NaCl(mass fraction 75%∶25%) at 900℃

3 熱腐蝕后的截面形貌

圖3為4種涂層熱腐蝕后的截面形貌。從圖3（a）可知，NiAl涂層熱腐蝕后的截面形貌中可見(jiàn)多次剝離的層狀結(jié)構(gòu)，該結(jié)果與表面形貌結(jié)果相對(duì)應(yīng)，氧化膜下方形成了對(duì)比度較高的混合氧化物。整個(gè)涂層內(nèi)部發(fā)生了嚴(yán)重的內(nèi)氧化及內(nèi)硫化，涂層基本失效。而NiCoCrAlY（圖3（b））的氧化膜相對(duì)較薄，但由于氧化膜表面發(fā)生剝落，導(dǎo)致氧化膜厚度不均勻，且起伏嚴(yán)重。涂層內(nèi)部的內(nèi)氧化及內(nèi)硫化相對(duì)于普通NiAl涂層較輕。兩種改性NiAl涂層熱腐蝕200h后的氧化膜致密且與涂層結(jié)合完好。由于熔鹽與氧化膜接觸并發(fā)生反應(yīng)，氧化膜外測(cè)被溶解呈“鋸齒”狀。然而，熔鹽通過(guò)氧化膜中的微孔等缺陷進(jìn)入涂層，并導(dǎo)致涂層內(nèi)部出現(xiàn)了局部?jī)?nèi)氧化及內(nèi)硫化。與Pt改性NiAl涂層相比，Pt+Hf改性NiAl涂層氧化膜較厚，氧化膜表面有明顯的凸起，凸起位置的氧化膜較為疏松。

4 熱腐蝕后的截面元素分布

圖4～6分別為NiCoCrAlY涂層、Pt改性NiAl涂層以及Pt+Hf改性NiAl涂層熱腐蝕后部分元素的截面分布結(jié)果（普通NiAl層氧化膜剝落嚴(yán)重，涂層基本失效，故不提供元素分布結(jié)果）。從圖4可知，NiCoCrAlY涂層在混合鹽中熱腐蝕100h后，隨著涂層中Al元素向外擴(kuò)散形成氧化膜，氧化膜下方Al元素含量降低，僅在遠(yuǎn)離氧化膜的位置存在少量的Al，難以維持繼續(xù)形成保護(hù)性氧化膜的能力。對(duì)比BEI和Al元素的分布可知，涂層內(nèi)部的灰黑色顆粒為內(nèi)氧化位置。由Pt改性NiAl涂層熱腐蝕200h后的Al元素分布可知，涂層上方的氧化膜非常完整，氧化膜下方依然有足夠的Al元素存在。結(jié)合BEI和S元素的分布可知，涂層/基體界面形成了一層不連續(xù)的硫化物，而涂層內(nèi)部的S元素分布較少，因此可以推測(cè)，界面上的S主要來(lái)自于樣品制備時(shí)電鍍Pt 引入，而不是來(lái)自熔鹽中。圖6為Pt+Hf改性NiAl涂層熱腐蝕200h后的界面元素分布。Pt+Hf改性NiAl涂層熱腐蝕200h后，氧化膜相對(duì)完整，但氧化膜下方形成了一層連續(xù)的硫化物，結(jié)合Al元素的分布可知，氧化膜下方為鋁的硫化物。涂層內(nèi)部S 聚集較少，因此可以推測(cè)氧化膜下方的S主要來(lái)自于熔鹽。

圖3 4種涂層在Na2SO4/NaCl (質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%)的混合鹽中900℃條件下熱腐蝕后的截面形貌Fig.3 Cross-sectional morphologies of four coatings after hot corrosion in mixed salts of Na2SO4/NaCl (mass fraction 75%∶25%) at 900℃

圖4 NiCoCrAlY涂層在Na2SO4/NaCl (估量分?jǐn)?shù)75%∶25%)的混合鹽中900℃條件下熱腐蝕100h后的S、Al、Ni元素分布Fig.4 Distribution of S,Al and Ni in NiCoCrAlY coating after hot corrosion in mixed salts of Na2SO4/NaCl (mass fraction 75%∶25%) at 900℃ for 100h

5 4種涂層的抗熱腐蝕性能分析

綜合以上結(jié)果可知，在混合鹽中熱腐蝕100h后，普通NiAl涂層基本失效，NiCoCrAlY涂層在前100h 內(nèi)為基體提供了較好的保護(hù)，但涂層內(nèi)Al元素儲(chǔ)量不足，涂層后續(xù)的可靠性不高。兩種改性的NiAl涂層熱腐蝕200h后，涂層上方氧化膜完整，涂層內(nèi)部Al含量充足，在后續(xù)相當(dāng)長(zhǎng)的時(shí)間內(nèi)仍具有可靠的保護(hù)性。由此可見(jiàn)，涂層的抗熱腐蝕性能與涂層的元素成分、物相組成息息相關(guān)。NiAl涂層內(nèi)部元素組成相對(duì)單一，隨著熱腐蝕的進(jìn)行，氧化膜逐漸增厚，氧化膜中熱應(yīng)力及生長(zhǎng)應(yīng)力累積，NiAl涂層表面氧化膜的黏附性能較差，氧化膜容易發(fā)生剝落。剝落發(fā)生后，涂層內(nèi)部的Al元素向外擴(kuò)散從而對(duì)氧化膜進(jìn)行修復(fù)。隨著氧化膜剝落-修復(fù)的反復(fù)進(jìn)行，涂層內(nèi)部的Al 原子迅速消耗，并低于發(fā)生選擇性氧化的臨界濃度以下，氧化膜失去保護(hù)作用。當(dāng)NiAl涂層中加入Pt元素后，由于Pt 能夠提高氧化膜的黏附能力，降低有害元素S的影響，因而降低了氧化膜的剝落傾向，使得涂層內(nèi)部Al元素的消耗減慢，涂層表現(xiàn)出優(yōu)異的抗熱腐蝕性能。然而，Pt-Al涂層中繼續(xù)添加Hf元素后，由于Hf 與O 之間存在強(qiáng)烈的化學(xué)吸引作用，Hf元素在熱腐蝕測(cè)試過(guò)程中參與氧化膜的形成，會(huì)破壞氧化鋁膜的完整性。此外，Hf 與混合鹽中的Cl元素易形成氣態(tài)產(chǎn)物，氣態(tài)的氯化物在向外遷移、逸出的過(guò)程中在氧化膜中留下微孔，破壞了氧化膜的致密性，從而導(dǎo)致更多的熔鹽進(jìn)入氧化膜，并在氧化膜下方形成連續(xù)的硫化物。由于硫化物具有疏松多孔的特征，其在氧化膜下方形成后必然會(huì)造成氧化膜中產(chǎn)生更大的應(yīng)力，從而加速氧化膜的剝落。NiCoCrAlY涂層的Al含量相對(duì)于普通NiAl涂層低，但涂層中含有較高濃度的Cr，Cr的存在可以促進(jìn)保護(hù)性α-Al2O3的形成，降低發(fā)生選擇性氧化所需要的臨界Al含量。同時(shí)Cr 也可以形成致密的Cr2O3，對(duì)熱腐蝕具有較好的防護(hù)能力。因此，NiCoCrAlY 較NiAl涂層表現(xiàn)出更為優(yōu)異的抗熱腐蝕性。

圖5 Pt改性NiAl涂層在Na2SO4/NaCl (質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%)的混合鹽中900℃條件下熱腐蝕200h后的S、Al、Ni元素分布Fig.5 Distribution of S,Al and Ni in Pt modified NiAl coating after hot corrosion in mixed salts of Na2SO4/NaCl (mass fraction 75%∶25%) at 900℃ for 200h

圖6 Pt+Hf改性NiAl涂層在Na2SO4/NaCl (質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%)的混合鹽中900℃條件下熱腐蝕200h后的S、Al、Ni元素分布Fig.6 Distribution of S,Al and Ni in Pt+Hf co-modified NiAl coating after hot corrosion in mixed salts of Na2SO4/NaCl (mass fraction 75%∶25%) at 900℃ for 200h

結(jié)論

本文對(duì)比了熱障涂層體系4種典型黏結(jié)層在900℃條件下Na2SO4/NaCl（質(zhì)量分?jǐn)?shù)75%∶25%）的混合鹽中的熱腐蝕行為，并得出以下結(jié)論：

（1）普通NiAl涂層熱腐蝕100h后基本失效。

（2）NiCoCrAlY涂層在前100h為基體提供了較好的抗熱腐蝕防護(hù)，但熱腐蝕100h后涂層內(nèi)部Al元素含量不足，后續(xù)抗腐蝕能力有限。

（3）Pt改性NiAl涂層熱腐蝕200h后氧化膜完整，涂層內(nèi)部Al元素充足，仍具有優(yōu)異的抗熱腐蝕性能。

（4）Pt+Hf改性的NiAl涂層熱腐蝕200h后氧化膜相對(duì)完整，涂層下方形成連續(xù)硫化物帶，涂層內(nèi)部Al元素消耗較多，抗熱腐蝕性能相對(duì)Pt改性NiAl涂層有所下降。