等離子噴涂MCrAlY涂層的研究進展

王一帆，劉少璞，王旭，張琦，張澤，遲寰宇，柳彥博，馬壯

1.北京理工大學材料學院 北京 100081

2.北京理工大學重慶創(chuàng)新中心 重慶 401120

1 序言

在高溫合金的熱防護涂層中，應用最為廣泛的涂層之一就是MCrAlY涂層（M＝Fe，Ni，Co或這3種元素的組合）。MCrAlY涂層通常為多相，當合金中wAl≤12%時，合金的母相為塑性較好的面心立方Ni或Co的γ固溶體，強化相β-NiAl或β-CoAl彌散分布于固溶體中[3]。MCrAlY涂層中的Al元素能夠促進形成保護性Al2O3膜；Cr元素可以改善合金的抗熱腐蝕性能，也能夠促進Cr2O3膜的形成；而活性元素Y則由于能有效地提高合金或涂層表面氧化膜的黏附性，從而能顯著改善合金的抗氧化性能[4-7]。因此，MCrAlY涂層由于具有較高的硬度、優(yōu)良的抗高溫氧化和耐熱腐蝕性能，以及與基體有較強的黏結性，自20世紀70年代以來，被越來越廣泛地應用于航空航天的高溫熱端部件的抗氧化防護涂層和熱障涂層。

2 MCrAlY涂層的制備工藝

近年來，MCrAlY涂層的制備工藝一直是該領域的研究重點，目前的制備工藝主要集中在物理氣相沉積（PVD）、超聲速火焰噴涂（HVOF）和等離子噴涂（PS）。合成MCrAlY涂層的過程如圖1所 示[8]。

圖1 合成MCrAlY涂層的過程示意[8]

2.1 物理氣相沉積（PVD）

PVD制備MCrAlY涂層主要是使用物理熱能使涂層氣化，氣化的涂層通過稀薄氣氛在基體上冷凝形成涂層。PVD制備的MCrAlY涂層與基體間的結合方式為化學結合，涂層結構具有較大的應變承受能力，抗熱沖擊能力強，以及較好的抗氧化、抗腐蝕以及耐磨性能。然而PVD的設備復雜、昂貴，沉積速率低，成本高，難以沉積大面積試樣，因此目前很少使用PVD法制備MCrAlY涂層[9]。

2.2 超聲速火焰噴涂（HVOF）

超聲速火焰噴涂制備M C r A l Y涂層是利用所產生的高溫高速燃燒焰流（可達1500m/s以上）將軸向送入的M C r A l Y粒子加熱至熔化或半熔化狀態(tài),隨后沉積到基體上以形成涂層。這種方法制備的M C r A l Y涂層結合強度高、孔隙率非常低、硬度高，具有較強的抗摩擦磨損性能、抗高溫氧化性能。然而，由于H V O F系統(tǒng)使用氣體燃料和氧氣助燃劑，故生產成本很高，不適合大批量制備MCrAlY涂層[10]。

2.3 等離子噴涂（PS）

等離子噴涂是采用剛性非轉移型等離子弧為熱源，將MCrAlY粒子加熱到熔化或半熔化狀態(tài)，用高速氣流將其吹成微小顆粒，噴射高溫合金的工件表面，形成牢固的覆蓋層，從而使MCrAlY涂層獲得更優(yōu)異的硬度、耐磨性、耐熱性、耐腐蝕性、絕緣性、隔熱性，以及其他各種特殊的物理化學性能，來滿足不同高溫合金的服役需求。由于成本低，生產效率高，噴涂厚度可調范圍大，成分易控制等優(yōu)點，等離子噴涂MCrAlY涂層己成為制備高溫合金熱防護涂層的主要制備方法。常見的等離子噴涂方法有大氣等離子噴涂（APS）和低壓等離子噴涂（LPPS）。

（1）大氣等離子噴涂（APS） 針對大氣等離子噴涂高溫涂層，國內外專家學者做了大量的試驗研究。DI G等[11]采用大氣等離子噴涂技術制備了CoNiCrAlYRe涂層，并在1383K溫度下進行了涂層的抗氧化試驗。結果表明，涂層氧化產物主要是Al2O3，而混合氧化產物生成的量較少。MAUER等[12]通過具有高速噴嘴的TriplexPro-210等離子槍，制備了低氧含量和低孔隙率的MCrAlY涂層，發(fā)現(xiàn)氧含量雖達不到低壓等離子噴涂的水平，但通過提高涂層中Y含量可有效緩解涂層中Y元素的消耗。呂艷紅等[13]采用高能高速等離子噴涂設備在其表面制備了MCrAIY涂層，測試了1000℃高溫條件下經300h氧化后涂層的抗氧化性能。結果表明，300h試驗后，涂層的單位面積氧化增重為5.584g/m2，氧化速率為0.019g/m2·h，達到了完全抗氧化級，涂層與基體結合緊密，孔隙、裂紋及氧化物夾雜含量少，有效地阻隔了氧氣的擴散通道，使氧化物的生長緩慢。同時在高溫氧化過程中，涂層表面生成了大量的氧化鋁膜,阻礙了金屬原子與氧原子的擴散，降低了涂層的氧化速率。另外，涂層中含有的Y及Y2O3增加了氧化膜的黏附性，對氧元素的擴散具有抑制作用。NICOLAU等[14]用金屬為填料和NiCoCrAlY粒子一起通過APS制備了涂層（見圖2），使用APS可以更快、更高致密度和以各種金屬為調料對高溫合金進行熱防護。

圖2 APS法制備填充金屬/MCrAlY涂層[14]

大氣等離子噴涂制備的MCrAlY涂層具有由無數(shù)MCrAlY粒子互相交錯呈波浪式堆疊在一起形成的層狀結構，涂層與基體間的結合是機械結合，噴涂材料在化學成分和晶體結構上常處于非平衡狀態(tài)，涂層內存在一定量的孔隙和孔洞。

圖4a表明,當磨料的質量濃度為40%時,材料去除效果不明顯,觀察到表面有很多零散分布的黑色斑點,說明其中的氧化皮和銹層去除的很少。當磨料質量百分濃度為50%時,圖4b中的黑色斑點明顯減少,能觀察到氧化皮和銹層除去和未除去的部分,說明線材的表面去除效率增高。當磨料質量百分濃度為60%時,圖4c的黑色陰影幾乎消失,此時線材表面的去除效果特別明顯,基本能達到完全去除氧化皮和銹層的效果。當磨料質量百分濃度為70%時,可以從圖4d中觀察到又出現(xiàn)少量的黑色斑點,這說明又有少部分的氧化皮和銹層沒有去除。

（2）低壓等離子噴涂（LPPS） 為了克服大氣等離子噴涂M C r A l Y涂層的缺點，近年來又出現(xiàn)了低壓等離子噴涂方法。韓翀等[15]在SUS304鋼基體上利用低壓等離子噴涂（LPPS）技術制備了CoCrAlYTa-10%Al2O3涂層，涂層與基體結合良好。涂層中除含有Co、Cr相外，還含有AlCo、AlCr2合金相和少量的抗沖刷性能優(yōu)良的Al2O3和TaO陶瓷相，經過850℃、100h的高溫氧化后沒有出現(xiàn)失效，抗高溫氧化性能優(yōu)于CoCrAlY涂層。劉立營等[16]采用低壓等離子噴涂NiCoCrAlTaY和CoNiCrAlY涂層（見圖3），結果表明，低壓等離子噴涂過程中兩種涂層材料的氧化程度較弱。預氧化形成的致密連續(xù)的熱生長氧化物（TGO）膜可延緩涂層發(fā)生腐蝕。隨著腐蝕時間延長，預氧化形成的α-Al2O3被消耗，并逐漸產生Cr-Ni與Co-Ni等尖晶石氧化物及硫化物。700℃腐蝕環(huán)境中兩種涂層的腐蝕速率約為基體的1/10，900℃時約為1/7，且NiCoCrAlTaY涂層的抗熔鹽腐蝕性能略優(yōu)于CoNiCrAlY涂層。羅順等[17]采用低壓等離子噴涂技術在鎳基單晶高溫合金上制備了NiCoCrAlYTa涂層，結果表明，涂層中Al、Cr、Co和Ni元素分布均勻，主要由γ-Ni、β-NiAl、γ'-Ni3Al和少量CrCoTa相組成，涂層/合金界面處形成Al、Cr、Co和Ni元素濃度臺階。涂層的顯微硬度和斷裂韌度分別為350.8HV0.3、 2.73MPa·m1/2。涂層比鎳基單晶高溫合金的高溫抗氧化性能好。

圖3 等壓等離子制備MCrAlY涂層[16]

因此，用LPPS方法可以獲得比較致密、均勻且夾雜和孔洞等缺陷較少的MCrAlY涂層，制備的MCrAlY涂層比APS制備的MCrAlY涂層具有更優(yōu)異的熱防護性能，但其缺點是比APS的制備成本高。

3 MCrAlY涂層的組成

MCrAlY涂層主要由三部分組成：基本合金元素（Ni、Co等），氧化膜形成元素（Al、Cr）和微量合金活性元素（Y、Hf、Ta、Si等）。MCrAlY涂層的基本元素是Ni、Co或是兩者共同存在[18]。在M C r A l Y涂層中主要存在兩種相結構：γ相和β-NiAl金屬間化合物。兩相含量取決于MCrAlY中各元素的比例，不同的元素和相結構會對最終涂層的抗腐蝕性能和抗高溫氧化性能產生影響。

3.1 基本合金元素

在MCrAlY涂層中，Ni元素對晶粒細化起著重要作用，而Ni對晶粒細化的影響與沉積方法、Ni的存在形式和含量有關。JIN等[19]的研究表明：Ni含量較少時，晶粒尺寸先減小后增大；Ni含量較高時，晶粒尺寸增加（見圖4）。這種現(xiàn)象與Ni在CrN涂層中的不混溶性和形成能力有關，Ni本身的高流動性導致Ni的聚集，降低了CrNiN涂層的成核速率。由于晶粒尺寸的變化，Ni元素也會影響涂層的力學性能和耐磨性。CHENG等[20]利用磁控濺射離子鍍在AlSi M2鋼基體上制備不同Ni含量（原子分數(shù)為0～64%）的Cr-Ni-N涂層。結果表明，Cr-Ni-N涂層主要由Cr2N、CrN和金屬Ni的混合相組成，當Ni含量（原子分數(shù)）在20%～40%時，其具有出色的斷裂韌度和耐磨性。

圖4 不同Ni含量的CrNiN涂層微觀組織的TEM[19]

3.2 氧化膜形成元素

在MCrAIY涂層中，Cr、Al元素能夠提供高溫熱腐蝕抵抗力。Cr的氧化產物Cr2O3對氧離子的阻擋能力較差，但其具有較高的塑性，能有效釋放氧化膜生長過程中產生的熱應力，提高氧化膜的附著力[20]。Cr2O3在超過850℃時會進一步氧化生成易揮發(fā)的CrO3，故在此溫度以上服役時Al成為抗熱腐蝕性能的關鍵元素。Al的作用是形成A12O3氧化膜，通常來講，相對高的Al含量對提高涂層抗高溫氧化性能、降低TGO生長速率是有益的。對于NiCrAl系涂層，在低氧分壓下進行預氧化表明[21]，氧化層/金屬結合層界面處的Al含量提高，從而有利于形成單一的、致密的Al2O3薄膜，可提高涂層的抗氧化能力。除了Al元素外，Cr元素可降低形成完整Al2O3膜所需的臨界鋁含量[22]。綜合來講，MCrAlY涂層中的Al含量（質量分數(shù)）常選擇在5%～12%。AJDELSZTAJN等[23]研究了一種納米顆粒結構的NiCrAlY涂層，圖5所示為NiCrAlY涂層截面的背散射電子圖像，納米晶體NiCrAlY涂層的微觀結構有兩相γ（Ni、Cr富集區(qū)）和γ'（Ni3Al），涂層中的晶粒尺寸分布相當廣泛。但由于納米結構會影響涂層在高溫下的服役行為，所以涂層粉體在低溫球磨過程中引入的Al2O3納米顆粒和通過大量晶界加強的擴散，對形成連續(xù)的α-Al2O3保護層有利。此外，NIJDAM等[24]對NiCoCrAlY涂層的研究發(fā)現(xiàn)，NiAl2O4和θ-Al2O3的存在，會使涂層的循環(huán)氧化速率增加，降低結合層的壽命。因此，若在使用過程中對涂層進行一定程度的預氧化處理，則有利于提高涂層的整體壽命。

圖5 NiCrAlY涂層截面的背散射電子圖像[23]

3.3 其他元素

除了Al、Cr外，Si也是廣泛用于形成或調整保護性氧化層的元素。在使用溫度超過1500℃時，SiO2阻礙氧化效果比Al2O3更明顯。此外，Si能夠穩(wěn)定β-NiAl相，同時還可能阻礙前期氧化中形成暫態(tài)θ-Al2O3。CLEMENS等[25]研究了Si對NiCrAlY涂層氧化行為的影響，結果表明，Si對等溫氧化影響不大；在循環(huán)氧化時，Si含量（質量分數(shù)）添加1%～2%時，可顯著降低氧化帶來的質量損失，而且推遲了氧化層發(fā)生剝落的時間。

近些年，一些研究還表明[26-28]，在MCrAlY體系涂層中添加N元素，可使涂層在循環(huán)氧化、高溫氧化以及熱腐蝕方面均具有更為優(yōu)越的性能；REN等[26，27]分別利用磁控濺射技術和真空電弧沉積技術 制備了以AlN為中間層的Ni+CrAlYSiHfN納米晶復合涂層。圖6所示為沉積態(tài)納米復合涂層體系的橫截面BSE和TEM圖像。該涂層體系由1mm厚的AlN中間層和Ni+CrAlYSiHfN涂層，總厚度約27mm。沉積后的納米復合涂層微觀結構均勻，呈弱柱狀晶結構。頂部納米復合陶瓷涂層的微觀結構主要由hcp-AlN、γ-Ni、CrN和Cr2N組成。且納米復合涂層的晶粒尺寸不超過5nm，并對其進行抗氧化性能測試。試驗結果表明，在1000℃時涂層的氧化速率仍處于較低水平，表現(xiàn)出優(yōu)異的耐氧化性能。

圖6 沉積態(tài)納米復合涂層體系的橫截面BSE和TEM圖像[26]

此外，MCrAlY涂層中加入Pt、Ta時，主要對涂層的力學性能以及涂層與基體間的元素互擴散產生影響[29]。Pt的作用是推遲涂層中β相向γ'相轉變，提高涂層的抗高溫氧化和抗熱腐蝕性能，同時，涂層中的Pt還可以在一定程度上提高涂層的抗拉強度、屈服強度和韌性[30]。Ta的作用是對涂層中的γ/γ'基體相起到固溶強化，還可以改善涂層的抗蠕變性能和屈服強度[31]。

在MCrAlY中加入稀土或鋯系元素（Y、Hf、Zr、Th、Ce、La等）是黏結層材料最重要的進步。稀土（RE）的加入主要是降低氧化物的生長速度，改善氧化膜的黏附性，增強涂層的保護作用。RE的添加量一般為0.1%～1.0%。wRE＜0.1%時，起不到作用；而wRE＞1.0%時，反而會加快氧化膜剝落的速度。許多研究發(fā)現(xiàn)，添加wY＝0.05%與添加wY＝0.05%和wZr＝0.03%的MCrAlY涂層上形成氧化鋁薄膜的微觀結構發(fā)生了變化。這是因為Zr的存在阻礙了Y向氧化鋁薄膜的擴散，從而使薄膜的微觀結構發(fā)生了從柱狀晶向等軸晶的轉變[32]。近期，CZECH等[33]研究表明，在CoNiCrAIY中添加少量的RE后，可顯著改善結合層的高溫抗氧化性能，更重要的是能夠大幅增加涂層的熱疲勞壽命。QIAN等[34]制備了NiCoCrAlYSiHf涂層，其顯微組織結構如圖7所示。從圖7可看出，涂層表面未熔化的顆粒呈花椰菜狀結構，小顆粒在球體周圍形成，大顆粒形狀各異，斷面形貌顯示出波動界面的存在。涂層的Sa為2.995mm，并且沒有觀察到脫位等現(xiàn)象出現(xiàn)。

圖7 NiCoCrAlYSiHf涂層的顯微結構圖像[34]

4 MCrAlY涂層性能

4.1 MCrAlY的高溫抗氧化性

MCrAlY涂層多以Ni、Co元素為基體元素，Ni無論在室溫還是高溫都具有良好的相穩(wěn)定性，而Co則在高溫下會發(fā)生相變，從常溫的密排六方結構轉變?yōu)槊嫘牧⒎浇Y構。Ni的抗氧化性能優(yōu)于Co，能夠抵抗500℃的熱氧侵蝕，而Co在300℃便開始發(fā)生氧化。而由于硫化鈷的熔點較高，硫在鈷中擴散速度較慢，因此鈷的抗熱腐蝕能力優(yōu)于鎳。而在熱物理性質方面，鈷比鎳導熱性好，熱膨脹系數(shù)也較低[35]。

羅順等[22]采用低壓等離子噴涂技術在單晶高溫合金上制備NiCoCrAlYTa六元合金涂層，并對其進行真空熱處理，再將涂層分別置于900℃、1000℃、1100℃下氧化200h，發(fā)現(xiàn)涂層仍然具有良好的抗氧化性能，表面氧化膜增重量＜0.003mg/cm2。郭東海等[36]采用大氣等離子噴涂在鎳基高溫合金GH536上制備NiCoCrAlYTa涂層，發(fā)現(xiàn)涂層在1000℃隨著氧化時間延長，涂層中的Co、Al及基材中的Fe、Mo發(fā)生明顯的互擴散。賈近等[37]在NiCrAlY涂層內部加入稀土元素，結果發(fā)現(xiàn)，改性后的涂層硬度提高了30%～40%，圖8所示為添加不同含量稀土金屬和稀土氧化物的涂層硬度對比。此外，涂層結合強度也達到了60MPa，在1000℃抗熱震次數(shù)超過100次以上，且發(fā)現(xiàn)質量分數(shù)僅為0.1%的稀土氧化物涂層250h氧化后，涂層的增重降低至單一NiCrAlY涂層的40%。由此可見，MCrAlY涂層中添加微量元素對涂層性能有著顯著影響。

圖8 不同含量稀土金屬及氧化物改性NiCrAlY涂層界面 顯微硬度[38]

此外，在制備MCrAlY涂層時，各元素含量還需遵守一定的原則，當Ni與Co組合時，Co含量在20%～26%時最佳；Al是形成氧化膜的主要元素之一，但是過多的Al會增加涂層的脆性，應該控制在5%～15%[39，40]；Cr含量最好＜10%，其余微量元素的含量應控制在0.2%～0.6%[41]。

M C r A l Y涂層的高溫保護能力主要是通過表面生成保護性氧化膜來實現(xiàn)的[42]。當形成連續(xù)的Al2O3、Cr2O3或SiO2氧化層時，能夠有效地降低高溫合金的氧化速率。在使用過程中需對涂層進行一定程度的預氧化處理，有利于提高涂層的整體壽命。羅順等[22]則對噴涂了MCrAlY黏結層的試樣進行了適當預氧化處理，使涂層表面預先形成氧化膜或通過滲鋁處理，在涂層氧化過程中MCrAlY黏結層比較容易形成Al2O3膜層。目前，MCrAlY涂層主要作為熱障涂層的黏結層使用，但使用過程中常受到諸多因素的影響，如Al元素貧化、涂層與基體間元素互擴散、活性元素偏聚，以及熱生長氧化層中的應力和裂紋等，涂層會逐漸喪失其抗氧化能力，最終導致失效[43]。

此外，涂層與基體之間的交互作用也會在一定程度上影響涂層的抗高溫氧化性能[44]。當熱障涂層體系在高溫環(huán)境下長時間服役時，由于高溫合金基底與黏結層成分、元素濃度方面存在較大差異，以及熱生長氧化物的形成和生長，MCrAlY涂層中Al、Cr元素不斷向基材界面擴散，導致涂層中Al、Cr含量低于某臨界值時，涂層內部就可能發(fā)生氧化，其高溫防護性能被破壞。同時，合金基材中的Ti、W、Mo等元素也會逐步向涂層擴散，特別是高溫環(huán)境下（1000℃以上）和底部合金添加過多難熔金屬元素時，其互擴散速率顯著增大，使涂層成分和組織發(fā)生變化，影響其性能，降低體系抗蠕變強度及服役壽命。涂層與基體的元素互擴散會在涂層內部形成一些特征現(xiàn)象：合金元素貧化、科肯德爾孔隙的形成、金屬間相形成等[44]，如圖9所示。

圖9 4種樣品1050℃條件下科肯德爾孔隙率隨時間變化及孔隙結構示意圖[44]

4.2 MCrAlY涂層的抗熱腐蝕性能

熱腐蝕是當金屬或其氧化物與含有微量S元素及其他雜質燃流接觸時，其表明會形成一層以硫酸鹽為主的混合鹽，這層混合鹽會使金屬在氧化性氣氛中加速氧化[45]。當MCrAlY服役溫度＜600℃時，材料基本不發(fā)生熱腐蝕；當服役溫度為600～750℃時，材料表面鹽分仍為固態(tài)，此時涂層表面發(fā)生的熱腐蝕又被稱為低溫熱腐蝕，其腐蝕表現(xiàn)形式為點蝕，基本觀察不到涂層內部有硫化物生成；當服役溫度為825～950℃時，材料表面鹽分逐漸熔融，并鋪展開，涂層表面的熱腐蝕又被稱為高溫熱腐蝕，其表現(xiàn)形式為均勻腐蝕，材料表面形成疏松多孔的氧化物，發(fā)生內硫化，氧化層下存在元素消耗層；而當服役溫度＞950℃時，表面的鹽膜層大多已經揮發(fā)，熱腐蝕影響并不顯著[22、40、46]。

目前，MCrAlY涂層熱腐蝕研究最廣泛的硫酸鹽主要是Na2SO4，熔融態(tài)膜層鋪展在材料表面，加劇材料腐蝕。SINGH等[47]研究了NaVO3-V2O5混合物在650～800℃有氧環(huán)境下對鉻鎳鐵合金上MCrAlY涂層的熱腐蝕，發(fā)現(xiàn)腐蝕速率隨著V2O5含量的增加而增加。之后，他們研究了EB-PVD和空氣等離子噴涂NiCrAlY涂層在NaVO3鹽分中的熱腐蝕行為，并將樣品暴露于溫度為650～800℃含4%SO2的氧氣環(huán)境中。他們觀察到，初始反應基本上與純氧中的反應相同，但經過一段時間后，隨著足夠的SO3溶解在熔融的釩酸鹽中，涂層表面逐漸形成熔融的NiSO4和Na2SO4混合物。

低溫熱腐蝕時溫度低于Na2SO4的熔點，此時Na2SO4仍為固態(tài)且環(huán)境氣氛中通常含有少量SO3。低溫熱腐蝕在初始階段腐蝕非常緩慢，隨后腐蝕不斷加速，并會在表面生成低熔點共晶鹽，從而在局部區(qū)域出現(xiàn)液態(tài)熔鹽，導致腐蝕加速。上述低溫熱腐蝕機理同樣適用于高溫熱腐蝕。

5 結論與展望

綜上所述，等離子噴涂工藝較其他噴涂方法可以噴涂更廣泛的MCrAlY涂層成分和種類，大多數(shù)研究結果也證明這些涂層在高溫狀態(tài)下具有優(yōu)異的性能，包括較高的硬度，以及良好的抗氧化、抗腐蝕和耐磨性能。然而，可以預計到的是未來材料的使用環(huán)境日趨惡化，對MCrAlY涂層的使用溫度提出了更高的要求。今后的發(fā)展方向主要包括以下幾個方面。

1）發(fā)展低壓或真空等離子噴涂技術，從而降低LPPS的制備成本，保證高溫合金基材與MCrAlY涂層間的較高結合強度、涂層致密度、更低的孔隙率，從而進一步提高MCrAlY涂層的抗高溫氧化性能，這是實現(xiàn)LPPS工業(yè)化制備的前提。

2）從噴涂材料入手，改善成分比例，添加稀土元素，制備更優(yōu)的涂層。

3）MCrAlY涂層涂層與基底之間的界面結合及破壞問題一直是研究的重點。目前，對涂層失效機理的認識還不夠充分和清楚，因此需進一步研究涂層的失效機理，并在此基礎上進行涂層材料和工藝技術的改進等。

4）目前，使用較為廣泛的仍是單層結構MCrAlY涂層，在其基礎上進行改進是當前的趨勢。例如：多層結構可以進一步促進阻氧效果，但其制備工藝還不完善；功能梯度涂層可消除層狀結構的明顯層間界面，使力學性能和線膨脹系數(shù)連續(xù)過渡，將是以后研究的一個方面。

因此，未來首先應從MCrAlY涂層的成分入手，繼而設計出更優(yōu)良的涂層結構，通過等離子噴涂的工藝研究實現(xiàn)涂層的制備。