汪超，周鑫，解旭陽，張宏琦，何磊，曹學(xué)強(qiáng)

(1 上海電氣燃?xì)廨啓C(jī)有限公司燃?xì)廨啓C(jī)研究所，上海 200240；2 武漢理工大學(xué)硅酸鹽建筑材料國家重點實驗室，湖北，武漢 430070)

0 引言

低排放、高效率始終是重型發(fā)電燃?xì)廨啓C(jī)發(fā)展的目標(biāo)，達(dá)到這個目標(biāo)最有效的方法之一就是提高燃?xì)廨啓C(jī)透平的進(jìn)氣溫度[1]。目前F級發(fā)電燃?xì)廨啓C(jī)的初始燃?xì)鉁囟仍诟哌_(dá)1400℃[2]。為了保護(hù)熱部件金屬基底，延長熱端部件的服役壽命，普遍采用熱障涂層（Thermal barrier coatings，TBCs）技術(shù)，即通過大氣等離子噴涂(atmospheric plasma spraying, APS)或電子束-物理氣相沉積技術(shù)(electron-beam physical vapor deposition, EB-PVD)在熱部件表面制備一層低熱導(dǎo)率的陶瓷層。在現(xiàn)有的冷卻技術(shù)條件下，厚度250 μm的TBC可以將熱端部件的表面溫度降低110℃ ～170℃[3]。

當(dāng)前，F(xiàn)級燃?xì)廨啓C(jī)普遍采用Y2O3部分穩(wěn)定化的ZrO2(YSZ)作為透平葉片和燃燒室的TBC材料。為了進(jìn)一步提高燃機(jī)熱效率、減少廢氣排放，美國GE、德國西門子和日本三菱重工等國際巨頭們已經(jīng)推出了更先進(jìn)的H級、J級燃?xì)廨啓C(jī)，透平初溫可達(dá)1500℃-1600℃[4,5]。透平溫度的提高，不可避免要增加冷卻氣體的流量，然而冷卻空氣用量的增加不利于功率和整體熱效率的提高。另一方面，目前工業(yè)上應(yīng)用最廣泛的YSZ涂層的長期使用溫度不能超過1200℃，在更高的溫度下使用YSZ將發(fā)生相變和嚴(yán)重的燒結(jié)，導(dǎo)致涂層壽命急劇降低。因此，開發(fā)使用溫度更高、熱導(dǎo)率更低的新型TBC材料被認(rèn)為是進(jìn)一步提高燃機(jī)熱效率、推動產(chǎn)品升級換代最簡單、可行的辦法。三菱重工已經(jīng)開發(fā)了具有比常規(guī)YSZ涂層更高隔熱溫度的燒綠石結(jié)構(gòu)的TBC，該新型陶瓷涂層同時具有比YSZ更高的使用溫度，滿足了1600℃級燃?xì)廨啓C(jī)的發(fā)展需求[4]。然而，出于保密原因，三菱并沒有公開該涂層的成分。

近年來，燒綠石結(jié)構(gòu)的La2Zr2O7(LZ)作為一種TBC新材料引起了科研工作者的廣泛關(guān)注。Vassen等[6]發(fā)現(xiàn)LZ具有優(yōu)異的抗燒結(jié)性能，并且在熔點以下無相變，其熱導(dǎo)率比傳統(tǒng)的YSZ材料低30%左右，是很有希望的新型TBCs材料。但是，這類氧化物的熱膨脹系數(shù)和斷裂韌性偏低，因此涂層的熱循環(huán)壽命無法滿足工業(yè)應(yīng)用的要求[7]。針對這一缺陷，對LZ進(jìn)行CeO2摻雜改性，研究結(jié)果表明[8,9]，La2(Zr0.7Ce0.3)2O7(LZ7C3)是燒綠石結(jié)構(gòu)和螢石結(jié)構(gòu)的混合相，在La2O3-CeO2-ZrO2系列復(fù)合氧化物中綜合性能最佳，明顯優(yōu)于La2Zr2O7(LZ)和La2Ce2O7(LC)，其等離子噴涂涂層在1400℃煅燒15h也沒有收縮。相比LZ，LZ7C3的平均熱膨脹系數(shù)也有了一定的提高[10]。在1300℃的熱循環(huán)試驗中，EB-PVD制備的LZ7C3/YSZ雙陶瓷層熱障涂層的熱循環(huán)壽命相對YSZ涂層提高了約30%[11]。這些研究結(jié)果表明，LZ7C3是一種使用溫度高于1250℃、具有重要應(yīng)用前景的TBCs陶瓷層材料。

與航空發(fā)動機(jī)相比，地面重型燃?xì)廨啓C(jī)的維修周期長，可達(dá)30000-50000 h。因此應(yīng)用于地面重型燃?xì)廨啓C(jī)的TBC要求具有良好的熱循環(huán)壽命。本文將初步探索采用APS制備LZ7C3/YSZ雙陶瓷層結(jié)構(gòu)的TBCs應(yīng)用于地面重型燃?xì)廨啓C(jī)的可行性，為我國自主知識產(chǎn)權(quán)的下一代先進(jìn)地面燃?xì)廨啓C(jī)的研制提供技術(shù)儲備。

1 實驗材料及方法

在本實驗中，采用DZ125鎳基高溫合金作為基體材料?；w經(jīng)噴砂粗化后，采用Oerlikon-Metco公司Multicoat大氣等離子噴涂設(shè)備（F4噴槍）依次噴涂NiCrAlY粘結(jié)層和陶瓷層。制備LZ7C3/YSZ雙陶瓷層結(jié)構(gòu)TBCs時，先噴涂YSZ底陶瓷層，再噴涂LZ7C3涂層。其中YSZ涂層的噴涂直接采用購買的204NS粉(Oerlikon-Metco)，而LZ7C3涂層的噴涂粉末采用高溫固相法合成，取粒徑在25-125μm的粉末用于噴涂。NiCrAlY、YSZ、LZ7C3三種涂層的等離子噴涂參數(shù)見表1。

表1 等離子噴涂參數(shù)Table 1 Plasma-spraying parameters

涂層熱循環(huán)采用高溫火焰臺架設(shè)施進(jìn)行，每一次熱循環(huán)中，涂層試樣表面被火焰從室溫加熱到1250±30℃，保持5min，然后在空氣氣氛及金屬基體背部有壓縮空氣存在的條件下冷卻2min。循環(huán)測試重復(fù)進(jìn)行，直到陶瓷涂層表面剝落的面積超過試樣總面積的5%定義涂層失效，停止熱循環(huán)測試。計算涂層累計的熱循環(huán)次數(shù)定義為其熱循環(huán)壽命。測試過程中，涂層表面采用高溫紅外測溫儀實時監(jiān)控溫度，合金基體采用標(biāo)準(zhǔn)Pt/Pt-Rh10熱電偶進(jìn)行實時測溫。采用轉(zhuǎn)靶X射線衍射儀（銅靶，λ=0.15406nm）對涂層進(jìn)行物相分析。使用QUANTA FEG-450型場發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡對涂層表面和截面微觀形貌分析。樣品的熱膨脹系數(shù)通過機(jī)械熱膨脹儀（德國，Netzsch，402C）進(jìn)行測定。采用激光脈沖（Laser Flash）測量材料的熱擴(kuò)散系數(shù)，儀器型號為LFA 427（德國Netzsch公司）。

2 實驗結(jié)果及討論

2.1 涂層的相組成和顯微結(jié)構(gòu)

圖1(a)和(b)是合成的LZ7C3粉末及噴涂態(tài)涂層的XRD譜圖。如圖所示，高溫固相法合成的LZ7C3粉末中的主相是溶有少量LC的LZ，保持了燒綠石結(jié)構(gòu)（P相），LZ7C3中的次相是LZ和LC的共溶物，為螢石結(jié)構(gòu)（F相）。在圖1(a)和(b)中可以看出噴涂后LZ7C3涂層和高溫固相合成LZ7C3粉末具有相似的XRD圖譜，說明LZ7C3已經(jīng)被噴涂在試樣表面。對于LZ7C3粉末來說，XRD衍射峰中對應(yīng)燒綠石結(jié)構(gòu)的峰要強(qiáng)于對應(yīng)螢石結(jié)構(gòu)的衍射峰，然而，對于噴涂后的LZ7C3涂層，情形剛好相反，燒綠石結(jié)構(gòu)對應(yīng)的衍射峰要弱于螢石結(jié)構(gòu)對應(yīng)的衍射峰。這種現(xiàn)象表明LZ7C3在噴涂過程中，更容易形成為螢石結(jié)構(gòu)的LC與LZ共溶物，而不是溶有少量LC的LZ燒綠石結(jié)構(gòu)。這可能是由于在等離子噴涂過程中，熔融的LZ7C3迅速冷卻，亞穩(wěn)態(tài)的螢石結(jié)構(gòu)被保留導(dǎo)致的[12]。在XRD圖譜中可以明顯看到噴涂后LZ7C3涂層對應(yīng)于螢石結(jié)構(gòu)的衍射峰相對于LZ7C3粉末中螢石結(jié)構(gòu)對應(yīng)的衍射峰向大的2θ值偏移（小的d值），主要原因是LZ7C3涂層中的LZ和LC螢石結(jié)構(gòu)共溶物中LZ的含量較高。而Zr4+離子半徑(0.079 nm)要小于Ce4+離子半徑(0.092 nm)。

圖1(c)-(f)顯示了LZ7C3/8YSZ涂層的熱循環(huán)過程中涂層表面的XRD圖譜。在熱循環(huán)過程中，P相的衍射峰對應(yīng)的強(qiáng)度逐漸增強(qiáng)，說明在熱循環(huán)過程中表面LZ7C3涂層中燒綠石結(jié)構(gòu)的含量逐漸增加，因此，可以認(rèn)為在熱循環(huán)過程中發(fā)生從螢石結(jié)構(gòu)到燒綠石結(jié)構(gòu)的相變。

Raman測試是研究物相結(jié)構(gòu)的有效工具。圖2(a)和(b)分別是LZ7C3粉末、噴涂后LZ7C3/8YSZ涂層表面的傅里葉Raman圖譜。已知在LZ7C3的Raman圖譜中，在297cm-1處尖銳的Raman峰對應(yīng)O-Zr-O鍵的彎曲振動，而在394cm-1、495cm-1、514cm-1處的Raman峰與La-O和Zr-O鍵的伸展模式有關(guān)，這幾個Raman峰被認(rèn)為是LZ結(jié)構(gòu)的特征峰[13]。在LZ7C3的Raman光譜中，在590cm-1處和465cm-1處的Raman峰與Ce-O鍵有關(guān)，這兩個峰可以作為LC結(jié)構(gòu)的特征峰[14]。在噴涂后LZ7C3涂層的Raman圖譜中，在291cm-1(LZ)處有一個尖銳的Raman峰，在 453cm-1(LC)、491cm-1(LZ)、597cm-1(LC)有 強(qiáng)度弱且寬的Raman峰。噴涂后涂層的Raman峰的強(qiáng)度顯著低于LZ7C3粉末的Raman峰且大部分Raman峰峰型寬而強(qiáng)度弱，表明噴涂后LZ7C3涂層結(jié)晶度較差。相對于與LZ7C3粉末中LC/LZ特征峰的強(qiáng)度比，噴涂后涂層的比值較大，表明噴涂后涂層中LC晶體的含量較高，與XRD分析結(jié)果一致。

圖1 不同條件下的LZ7C3材料XRD圖譜(a)LZ7C3粉末；(b)噴涂態(tài)涂層；(c-f)不同熱循環(huán)次數(shù)下Fig.1 XRD patterns of LZ7C3 (a) powder, (b) the assprayed coating, (c-f) the coating during thermal cycling

圖2(c)-(d)顯示了LZ7C3/8YSZ:Eu涂層的熱循環(huán)過程中涂層表面的Raman圖譜。可以看出，隨著熱循環(huán)的進(jìn)行，LC/LZ的Raman峰強(qiáng)度比值不斷減小，這也證實了熱循環(huán)過程中由螢石結(jié)構(gòu)向燒綠石結(jié)構(gòu)的不斷轉(zhuǎn)變。這可能是由于長時間加熱使亞穩(wěn)態(tài)的螢石相向平衡態(tài)的燒綠石結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變導(dǎo)致的。對于TBCs而言，相變對熱循環(huán)性能是不利的，相變產(chǎn)生的體積變化往往伴隨著熱應(yīng)力的產(chǎn)生。然而從螢石結(jié)構(gòu)向燒綠石結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變不會發(fā)生顯著的體積變化，因此對于LZ7C3涂層，該相變不會明顯降低TBCs的熱循環(huán)壽命。此外，熱循環(huán)后在涂層的XRD和Raman譜圖中都檢測到ZrO2相的存在，這可能是表層的LZ7C3剝落，裸露出底層的YSZ涂層導(dǎo)致的。

圖2 (a)LZ7C3粉末；(b)噴涂后LZ7C3/8YSZ:Eu涂層表面；(c)熱循環(huán)1319次；(d)7370次的Raman圖譜Fig.2 Raman spectra of (a) LZ7C3 powder, (b) as-sprayed LZ7C3/8YSZ:Eu coating surface , (c) after 1319 thermal cycles, (d) 7370 thermal cycles

噴涂態(tài)LZ7C3/YSZ涂層表面的微觀結(jié)構(gòu)如圖3(a)和(b)所示，涂層為熔融液滴薄片堆積的結(jié)構(gòu)，在涂層表面可以觀察到熔融液滴薄片、半熔融顆粒和未熔融顆粒。涂層表面可以觀察到微裂紋和細(xì)小孔洞。微裂紋產(chǎn)生主要是因為涂層熔融液滴在快速冷卻中發(fā)生收縮，并且有殘余應(yīng)力的產(chǎn)生而導(dǎo)致的?？锥词且驗樵谕繉又泄袒∑牟煌昝蓝逊e導(dǎo)致。

熱循環(huán)后涂層表面形貌如圖3(c)所示。熱循環(huán)之后，涂層表面的微裂紋數(shù)目較噴涂態(tài)涂層減少，有較大裂紋在涂層表面形成。涂層表面可以觀察到細(xì)小顆粒，這主要是因為涂層在熱循環(huán)過程中無定型結(jié)構(gòu)重結(jié)晶所致。

圖3 熱循環(huán)前LZ7C3/8YSZ:Eu涂層的不同放大倍數(shù)的表面微觀結(jié)構(gòu)圖：(a)400×；(b)1600×；(c)熱循環(huán)7370次后表面微觀結(jié)構(gòu)圖Fig.3 Surface morphology: of the LZ7C3/8YSZ:Eu coating as-sprayed with differentmagnifications:(a) 400 ×, (b) 1600 ×, (c) after 7370 thermal cycles.

圖4顯示了噴涂后LZ7C3/8YSZ:Eu涂層的橫截面微觀形貌和相關(guān)元素（Ni，Al，Eu，Y，Zr，La，Ce）在厚度方向的分布情況。可以看出，LZ7C3/8YSZ具有片層狀結(jié)構(gòu)，為典型的大氣等離子噴涂涂層特征。在厚度方向LZ7C3外層和8YSZ:Eu內(nèi)層界面處元素含量發(fā)生明顯的變化，即：Zr和Y含量在界面處突然增加，La和Ce含量在界面處突然降低，元素含量的不同，代表了LZ7C3和8YSZ界面處的分層現(xiàn)象，并且從涂層的電鏡圖也可以看到清晰的涂層界面。

圖4 噴涂后LZ7C3/8YSZ涂層橫截面顯微結(jié)構(gòu)及相應(yīng)的元素(Ni，Al，Eu，Y，Zr，La，Ce)分布Fig.4 Cross-sectional micrograph of the as-sprayed LZ7C3/8YSZ coating and the corresponding elements distribution of the Ni, Al, Eu, Y, Zr, La and Ce

2.2 涂層的熱物理性能

涂層的熱導(dǎo)率是TBCs最重要的性能之一，為了測定LZ7C3涂層的熱導(dǎo)率，將LZ7C3涂層噴涂在石墨上得到無基底（free-standing）的樣品，然后通過激光閃爍法測試涂層的熱擴(kuò)散系數(shù)k，涂層的熱導(dǎo)率由公式計算得到。其中比熱容Cp根據(jù)Neumanm-Kopp規(guī)則，由相應(yīng)的La2O3、ZrO2和CeO2的比熱容計算得到，密度ρ由阿基米德排水法測得。

圖5是LZ7C3陶瓷體材料及APS涂層的熱導(dǎo)率隨溫度變化的曲線，YSZ陶瓷塊體材料及APS涂層的熱導(dǎo)率也放在圖中作為對比。從圖中可以看出，LZ7C3和YSZ體材料的熱導(dǎo)率與溫度大致呈反比關(guān)系，表明晶格振動（聲子）是熱傳導(dǎo)的主要載體，這是絕大多數(shù)多晶材料的導(dǎo)熱機(jī)理。1000℃以上熱導(dǎo)率值的上升是由于高溫下熱輻射傳熱增加導(dǎo)致的，與塊體材料相比，涂層熱導(dǎo)率隨溫度變化不太明顯。LZ7C3陶瓷塊體材料及APS涂層的熱導(dǎo)率值均明顯低于YSZ的相應(yīng)熱導(dǎo)率值，1000℃時LZ7C3塊體材料的熱導(dǎo)率為0.87 Wm-1K-1，僅為YSZ的37%。LZ7C3涂層在1000℃的熱導(dǎo)率約為YSZ涂層的48%，僅為0.48 Wm-1K-1。更低的熱導(dǎo)率表明LZ7C3涂層相對YSZ涂層具有更好的隔熱效果。

圖5 LZ7C3和YSZ塊體材料及APS涂層的熱導(dǎo)率Fig.5 Thermal conductivity of the LZ7C3 and YSZ bulk materials, and APS coatings

涂層與基體熱膨脹系數(shù)不匹配產(chǎn)生的熱應(yīng)力是高溫下TBCs失效的主要原因。圖6是LZ7C3涂層、YSZ涂層及DZ125高溫合金的熱膨脹系數(shù)隨溫度的變化曲線。從圖中可以看出，LZ7C3涂層的熱膨脹系數(shù)明顯低于DZ125高溫合金，也略低于YSZ涂層的熱膨脹系數(shù)。因此，將LZ7C3與YSZ組成雙陶瓷層TBCs，有利于緩解LZ7C3涂層與基體之間的熱膨脹不匹配應(yīng)力。

圖6 LZ7C3和YSZ涂層及DZ125高溫合金的熱膨脹系數(shù)隨溫度變化曲線Fig.6 Thermal expansion rates as a function of temperature for LZ7C3, 8YSZ coatings and DZ125 super alloy samples

2.3 熱循環(huán)失效分析

將TBCs的紐扣樣品進(jìn)行1250℃火焰熱循環(huán)試驗，LZ7C3/8YSZ雙層涂層熱循環(huán)不同次數(shù)后的表面照片如圖7所示，其中所有照片均來自同一個樣品在不同條件下（不同熱循環(huán)次數(shù)）的表面形貌。從圖中可以看出，樣品在熱循環(huán)745次后，開始出現(xiàn)點脫落。在熱循環(huán)7370次之后，涂層邊緣的脫落面積增大，邊緣部分8YSZ層脫落，露出內(nèi)部粘結(jié)層，但此時涂層的剝落面積仍然少于總面積的5%，表明LZ7C3/8YSZ涂層具有優(yōu)異的熱循環(huán)性能，1250℃熱循環(huán)壽命大于7370次。

圖7 噴涂后LZ7C3/8YSZ:Eu雙層涂層樣品及熱循環(huán)不同次數(shù)后的表面照片(a) 0次; (b)502次; (c)745次; (d)7370次Fig.7 Surface photograph of the as-sprayed and after different thermal cycles LZ7C3/8YSZ:Eu coating:(a) 0, (b) 502, (c) 745, (d)7370 cycles

圖8顯示了LZ7C3/8YSZ涂層熱循環(huán)7370次后的樣品邊緣的截面形貌。從圖中可以看出，LZ7C3陶瓷外層和8YSZ陶瓷內(nèi)層之間無裂紋生成，這主要是因為LZ7C3和8YSZ相似的熱膨脹系數(shù)。二者之間相似的熱膨脹行為可以降低LZ7C3層和8YSZ:Eu層之間由于熱膨脹不匹配產(chǎn)生的熱應(yīng)力，從而延長了雙陶瓷熱障涂層的熱循環(huán)壽命。從圖8(b)中可以看到，粘結(jié)層和8YSZ:Eu陶瓷內(nèi)層之間的界面處有一厚度為5μm左右的黑色薄層形成，被稱為熱生長氧化物（thermally grown oxide; TGO）。TGO的出現(xiàn)和演變是涂層失效的一個重要原因。涂層內(nèi)部的應(yīng)力分布隨著TGO的生長發(fā)生很大變化。TGO的生長導(dǎo)致了底層粗糙度增大，而陶瓷層厚度較薄的區(qū)域應(yīng)力集中，使得裂紋生成并擴(kuò)展，是涂層失效的重要原因。

圖8 LZ7C3/8YSZ:Eu涂層熱循環(huán)7370次后靠近涂層邊緣區(qū)域的脫落情況Fig.8 Cross-sectional micrograph of the LZ7C3/8YSZ:Eu coating near the edge, after 7370 thermal cycles

圖9顯示了LZ7C3/8YSZ涂層熱循環(huán)7370次后的樣品邊緣的截面形貌。從圖中還可以看到，LZ7C3陶瓷外層和8YSZ:Eu陶瓷內(nèi)層均有裂紋生成。如圖9(b)-(d)所示，LZ7C3陶瓷外層中存在垂直裂紋，垂直裂紋產(chǎn)生是由于加熱過程中LZ7C3受到拉應(yīng)力導(dǎo)致的。垂直裂紋一般被認(rèn)為可以釋放涂層內(nèi)部的殘余應(yīng)力，有利于提高涂層壽命。從圖9(c)中還可以看到，當(dāng)豎向裂紋延伸到LZ7C3層與8YSZ層界面處，沿著界面處發(fā)生偏轉(zhuǎn)，向平行于LZ7C3層與8YSZ層界面的方向延伸。當(dāng)偏轉(zhuǎn)裂紋與橫向裂紋相聯(lián)結(jié)時，LZ7C3陶瓷外層的部分脫落，這也是LZ7C3/YSZ涂層發(fā)生點狀剝落的原因。LZ7C3陶瓷外層脫落的另外一個重要原因是LZ7C3的燒結(jié)。盡管在試驗中測試到的涂層表面溫度為1250±50℃，然而煤氣火焰的實際溫度可以高達(dá)2000℃，而涂層暴露于高溫火焰中的時間長達(dá)614h。因此，盡管LZ7C3材料的抗燒結(jié)性能很好，LZ7C3層仍將發(fā)生燒結(jié)。燒結(jié)將導(dǎo)致LZ7C3陶瓷外層發(fā)生碎裂。外層的LZ7C3剝落后，內(nèi)層YSZ涂層將暴露于高溫火焰中時，可能導(dǎo)致YSZ涂層發(fā)生相變和燒結(jié)。YSZ涂層燒結(jié)所產(chǎn)生的涂層結(jié)構(gòu)變化導(dǎo)致了涂層材料在厚度方向的線性收縮，同時涂層彈性模量增加，熱應(yīng)力也增加，使得大的橫向裂紋產(chǎn)生。當(dāng)裂紋聯(lián)結(jié)后，內(nèi)層8YSZ也將與從基體上剝落。

圖9 LZ7C3/8YSZ:Eu涂層熱循環(huán)7370次后涂層中間區(qū)域的脫落情況Fig.9 Spallation of the top layer in the LZ7C3/8YSZ:Eu coating after 7370 thermal cycles

3 結(jié)論

通過大氣等離子噴涂制備了LZ7C3熱障涂層，從室溫到1000℃，LZ7C3涂層的熱導(dǎo)率與溫度大致呈反比關(guān)系，但變化趨勢不太顯著。1000℃時LZ7C3涂層的熱導(dǎo)率約為0.48 Wm-1K-1，僅為傳統(tǒng)YSZ涂層的48%。LZ7C3涂層的熱膨脹系數(shù)在8.9～10.2×10-6K-1之間，略低于YSZ涂層，因此必須采用雙層結(jié)構(gòu)以緩解LZ7C3和基底之間的線膨脹系數(shù)差異。在1250℃的高溫火焰臺架試驗中，LZ7C3/8YSZ雙陶瓷層熱障涂層經(jīng)過7370次熱循環(huán)，涂層的剝落面積不超過5%，表現(xiàn)出優(yōu)良的熱循環(huán)性能。結(jié)果表明，LZ7C3是一種極具應(yīng)用前景的高溫TBCs材料，基本能滿足重型燃?xì)廨啓C(jī)透平進(jìn)氣溫度進(jìn)一步提高的發(fā)展需求。下階段將進(jìn)一步優(yōu)化粘結(jié)層和陶瓷層制備工藝和組織結(jié)構(gòu)，以進(jìn)一步提高LZ7C3/8YSZ雙陶瓷層TBCs的熱循環(huán)壽命，為促進(jìn)該類涂層走向工業(yè)應(yīng)用奠定技術(shù)基礎(chǔ)。