倪建洋，尹斌，邓春明，杨焜，张留艳，邓畅光
不同厚度薄壁单晶高温合金/PtAl涂层界面演变
倪建洋1,2a,2b，尹斌2a,2b,3，邓春明2a,2b，杨焜2a,2b，张留艳1，邓畅光2a,2b
（1.广东工业大学 材料与能源学院，广州 510006；
2.广东省科学院新材料研究所 a.现代材料表面工程技术国家工程实验室 b.广东省现代表面工程技术重点实验室，广州 510651；
3.中南大学 粉末冶金研究院，长沙 410083）
研究不同厚度薄壁单晶高温合金/PtAl涂层界面演变机制。采用电镀Pt和高温低活度气相渗铝的方法在不同厚度（0.5、1.0、2.0 mm）的第三代镍基单晶高温合金DD9上制备PtAl涂层，进行1 100 ℃恒温氧化试验后，利用X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）和X射线能谱仪（EDS）研究不同厚度薄壁单晶高温合金DD9/PtAl涂层界面元素互扩散及界面组织演变。3种基体厚度的涂层试样恒温氧化100 h，其互扩散区（IDZ）快速增大；
恒温氧化500 h，IDZ厚度基本稳定，均约为25 μm；
恒温氧化1 000 h，只有0.5 mm基体厚度的涂层试样在IDZ出现TCP相“贫化带”。3种基体厚度的涂层试样在IDZ以下，均形成了二次反应区（SRZ），其中析出了针状和颗粒状TCP相。恒温氧化100 h，3种基体厚度的涂层试样的SRZ厚度相当，但是500 h和1 000 h后，0.5 mm基体厚度的涂层试样的SRZ厚度显著小于其他2种基体厚度的涂层试样。界面附近Ta元素的富集是SRZ形成的主要原因，W、Re和Ta等难熔元素扩散的差异是引起不同基体厚度的涂层试样IDZ和SRZ形貌/厚度差异的关键因素。
PtAl涂层；
薄壁单晶高温合金；
不同厚度；
元素互扩散；
二次反应区
镍基单晶高温合金具有优良的高温力学性能而被广泛应用于先进航空发动机和燃气轮机涡轮叶片，但随着发动机推重比的不断提升，对镍基单晶高温合金的承温能力提出了更高的要求[1]。单一的镍基单晶高温合金无法满足服役需求，必须借助先进的气膜冷却技术和高温防护涂层[2]。
先进的气膜冷却技术驱动发动机涡轮叶片朝薄壁方向发展[3]，当壁厚减小到一定程度，其力学性能会发生显著变化，传统棒状单晶高温合金试样的力学性能规律对薄壁单晶高温合金并不适用。其中典型的是薄壁效应，即在固定的载荷下，随着厚度的减小，单晶试样的蠕变速率增加、蠕变寿命显著降低[4-5]。Huttner等[4]对不同壁厚的N5镍基单晶高温合金进行980 ℃/230 MPa蠕变试验，发现试样厚度从1.0 mm减小到0.2 mm，蠕变寿命降低了4～7倍。
PtAl涂层具有优异的抗氧化、抗腐蚀综合性能，被广泛用作涡轮叶片高温防护涂层[1,6]。但是，由于PtAl涂层与镍基单晶高温合金存在一定的元素浓度梯度，在高温热暴露或服役过程中，涂层与单晶高温合金不可避免地发生元素互扩散，造成涂层和界面组织发生退化。一方面，Al的内扩散使得涂层中富Al的β相转变成贫Al的γ′相，涂层抗高温氧化性能降低[7-8]；
另一方面，Al元素的内扩散和Ni元素的外扩散破坏单晶高温合金的γ/γ′的共格结构，同时促进基体中拓扑密排相（TCP）的析出，TCP相是裂纹产生的源头，严重损害单晶高温合金的力学性能[9-10]。
目前，有关PtAl涂层/薄壁单晶高温合金界面元素互扩散及界面组织演变研究较少，带涂层的薄壁单晶高温合金试样是否存在薄壁效应尚存在争议。Huttner等[4]对涂覆铝化物涂层不同壁厚的N5单晶高温合金进行980 ℃/230 MPa蠕变试验，发现涂覆涂层的壁厚更薄的试样蠕变速率更大，蠕变寿命更小。然而，Doner等[11]对涂覆铝化物涂层的CMSX-3单晶高温合金的蠕变行为进行研究，发现其蠕变寿命不受壁厚影响。涂层/薄壁单晶高温合金界面演变是影响蠕变寿命的重要因素[12]。但是，传统的涂层/棒状单晶高温合金界面演变规律对涂层/薄壁单晶高温合金并不完全适用，且随着壁厚的降低，涂层/单晶高温合金界面组织演变规律尚不清楚。因此，有必要对此进行深入研究。
本文以不同厚度薄壁第三代单晶高温合金DD9为研究对象，通过电镀Pt和高温低活度气相渗铝工艺在其表面制备PtAl涂层，深入研究1 100 ℃恒温氧化下不同基体厚度的PtAl涂层/DD9单晶高温合金界面元素互扩散规律和界面演变机理，为新一代航空发动机更小壁厚的PtAl涂层/薄壁单晶叶片的研究及应用提供数据积累。
1.1 材料
选用的基体材料为第三代镍基单晶高温合金DD9，该镍基单晶高温合金成分见表1。采用电火花线切割将块状镍基单晶高温合金基体加工成10 mm× 12 mm×(0.5、1.0、2.0 mm)的矩形薄片，并在矩形薄片一角加工一个直径=2.0 mm的孔，以便在后续涂层制备工序中对试样进行悬挂。
表1 DD9单晶高温合金的化学成分
1.2 PtAl涂层制备
采用电镀Pt和高温低活度气相渗铝制备PtAl涂层。
第一，进行样品前处理。将矩形薄片试样打磨至500# SiC砂纸后，用粒度为180目的白刚玉在0.4 MPa的压力下进行喷砂处理，以获得一定的表面粗糙度。将样品先后进行NaOH溶液（30～60 g/L）化学除油、无水乙醇溶液中超声物理除油。
第二，进行电镀Pt。电镀铂液为Pt(NH3)4(HPO4)，电镀沉积速率为2～4 μm/h，在样品表面电镀Pt层的厚度约为5 μm。
第三，电镀Pt后对试样进行真空（真空度低于9× 10‒4Pa）热处理，以消除电镀过程中析出的氢气、产生的残余应力和降低试样表面Pt浓度，其中真空热处理参数为：1 040 ℃/5 h，升温速率不高于12 ℃/min。
第四，将热处理后的试样进行气相渗铝，其中渗剂为Fe-50%Al（质量分数）粉，活化剂为氯化铵，渗铝条件为1 060 ℃/4 h。通过电镀Pt和气相渗铝在样品表面制备出厚度约为40 μm的PtAl涂层。
1.3 1 100 ℃恒温氧化试验
恒温氧化试验温度为1 100 ℃，条件为大气环境。将3种基体厚度的涂层试样放入干燥的刚玉坩埚中，再将其置于箱式电阻炉（KSF1400）中进行恒温氧化试验。箱式电阻炉升温至1 100 ℃开始计时，随后每到试验设计的时间点后取出试样，冷却至室温进行后续的测试和表征。
1.4 测试与表征
采用自带X射线能谱仪（EDS，XLT TEM-SDD，AMETEK EDAX）的场发射扫描电镜（FEI-SEM，Nova-Nono450，FEI）对恒温氧化不同时间点的样品成分分布和组织形貌进行表征分析。采用X射线衍射仪（XRD，Smartlab 9kw，RIGAKU）对样品进行物相分析表征。
2.1 制备态涂层试样
图1为3种基体厚度的涂层试样制备态的截面微观形貌。从图1可见，3种厚度的基体制备态的涂层均呈现典型的双层结构，外层（OZ）主要为β-(Ni,Pt)Al相，β-(Ni,Pt)Al相中夹杂少量亮白色颗粒的PtAl2相，内层为析出白色拓扑密排相（TCP）的互扩散区（IDZ），基体厚度为0.5、1.0、2.0 mm试样PtAl涂层的平均厚度均约为40 μm。3种基体厚度的涂层试样OZ和IDZ界面分布着黑色颗粒物，这是涂层制备前处理喷砂时残留的Al2O3颗粒。对3种基体厚度的涂层试样在距离表面3 μm处进行成分分析，EDS结果如表2所示。从结果可以看出，制备态3种试样的涂层中相同位置Al的质量分数为20%左右，涂层外层出现一定含量的Co、Cr、Ta元素，表明涂层在制备过程中这些元素由基体向外扩散至涂层外层。图2为3种基体厚度的涂层试样XRD图谱，结果表明，3种基体厚度的涂层试样制备态的物相主要是β-(Ni,Pt)Al相，涂层中有少许的PtAl2相，少量的PtAl2相对试样影响甚微，PtAl2相会在后续的恒温氧化试验中转化为β-(Ni, Pt)Al相。
2.2 1 100 ℃恒温氧化后涂层试样界面演变
图3为3种基体厚度的涂层试样1 100 ℃恒温氧化不同时间点后的截面微观形貌。从图3可知，在恒温氧化过程中，PtAl涂层/单晶高温合金基体界面处的微观形貌发生了演变。3种基体厚度的涂层试样在1 100 ℃恒温氧化100 h后，在IDZ下方析出针状和颗粒状相间的TCP相，形成了二次反应区（SRZ）。随着恒温氧化时间的延长，SRZ区域的针状和颗粒状的析出相也逐渐增多，SRZ厚度增大。值得注意的是，3种基体厚度的涂层试样在恒温氧化500 h和1 000 h后，试样表面均出现了明显的表面起伏，这种现象通常跟PtAl涂层相变有关。为了探究涂层相变的情况，对涂层进行了X射线衍射分析。图4是3种基体厚度的涂层试样1 100 ℃恒温氧化1 000 h后的X射线衍射图谱。从图4可知，涂层中的β-(Ni,Pt)Al相向γ′-Ni3Al相转变，造成体积收缩，进而导致涂层表面起伏[13]。随恒温氧化时间的延长，β相转变为γ′相更多，表面起伏更明显。
图1 不同基体厚度的涂层试样制备态截面微观形貌
表2 不同基体厚度的涂层试样制备态涂层表面下3 μm处EDS结果
图2 不同基体厚度的涂层试样制备态的XRD图谱
图3 不同基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层试样1 100 ℃恒温氧化后的截面形貌
图4 不同基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层试样1 100 ℃恒温氧化1 000 h后的XRD图谱
图5是1 100 ℃恒温氧化后3种基体厚度的涂层试样的IDZ和SRZ生长动力学曲线。从图5可知，0～100 h恒温氧化阶段，3种基体厚度的涂层试样的IDZ厚度快速增长；
100～500 h阶段，IDZ厚度缓慢增长；
500～1 000 h阶段，IDZ的厚度趋于稳定，此时3种基体厚度的涂层试样的IDZ厚度均约为25 μm。同样，3种基体厚度的涂层试样的SRZ也随恒温氧化时间的延长而增大，0～100 h阶段，SRZ厚度快速增长，且三者厚度相近，厚度均约为37 μm；
恒温氧化500～1 000 h阶段，1.0 mm和2.0 mm试样的SRZ差别不大，0.5 mm试样的SRZ厚度最小；
1 000 h后，基体厚度为0.5、1.0、2.0 mm的试样的SRZ厚度分别约为98、121、130 μm。
图6为3种基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层试样恒温氧化过程中IDZ和SRZ形态的演变。从图6a1—a3）可知，制备态试样，涂层与基体之间仅有IDZ存在，且IDZ上部分β相中的TCP相呈条状结构，IDZ下部分柱状的γ′相中的TCP相呈细小颗粒状，该处的γ′相形成是由于高温低活性气相渗铝过程中致使基体中的Ni向涂层中扩散破坏了γ/γ′共格结构，基体中的γ相向γ′相转变。3种基体厚度的涂层试样恒温氧化100 h截面形貌如图6b1—b3所示，涂层IDZ中的块状TCP相演变成颗粒状，上层为大颗粒析出相，下层为细小颗粒析出相。此外，IDZ中的TCP相较制备态数量少。IDZ下方析出针状和颗粒状相间的TCP相，形成SRZ。3种基体厚度的涂层试样恒温氧化500 h截面形貌如图6c1—c3所示，IDZ大颗粒TCP相区域的TCP相较上一个时间点更加稀疏，且SRZ中长针状TCP相向短棒状和颗粒状TCP相演变。3种基体厚度的涂层试样恒温氧化1 000 h截面形貌如图6d1—d3）所示，3种试样的IDZ中大块TCP相数量减少，并且只有0.5 mm基体厚度的试样出现了一条TCP相“贫化带”，SRZ中短端棒状TCP相向颗粒状演变趋势更加明显。
2.3 1 100 ℃恒温氧化后界面元素分布
为了探究3种基体厚度的涂层试样的界面微观演变过程中元素互扩散，对3种基体厚度的涂层试样恒温氧化各个时间点进行成分分布测定，结果如图7所示。从图7a1—a3可知，在制备态，3种基体厚度的涂层试样Ni、Pt、Al元素变化趋势相似。试样中的Ni含量由涂层外层至基体先减后增，IDZ中Ni含量最低。Pt元素先增后减，其中涂层/基体原始界面附近Pt含量最高。Al元素从涂层至基体递减。随着恒温氧化时间的推进，Ni、Pt、Al不断扩散。从图7b1—d3可知，恒温氧化100 h后，涂层外层中的Ni、Pt、Al元素分布曲线呈平台状，表明该时间点涂层外层成分均匀化。从图7c1—c3可知，恒温氧化500 h后，涂层外层中的Ni、Pt、Al元素的质量分数曲线仍然呈平台状，且三者Al含量较100 h几乎相同，均约为10%，这主要归因于Pt的作用，Pt会促进Al的上坡扩散，使得涂层外层Al保持较高含量[1]。从图7d1—d3可知，恒温氧化1 000 h，涂层外层的Al含量大幅降低，Ni、Pt、Al在涂层和基体的元素浓度梯度降低，逐渐向均匀化的趋势发展。
图5 不同基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层IDZ（a）和SRZ（b）生长动力学曲线
图6 不同基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层恒温氧化IDZ和SRZ微观演变
图8为3种基体厚度的涂层试样各时间点其他元素分布曲线。从图8a1—a3可知，涂层制备态，3种基体厚度的涂层试样中PtAl涂层与基体之间的W、Re、Ta等难熔元素存在较大的浓度差。从图8b1—b3可知，恒温氧化100 h后涂层外层（OZ）的W、Re、Ta难熔元素曲线都在OZ形成平台，各元素在OZ均匀化，而在IDZ和SRZ中的W、Re、Ta等难熔元素浓度仍然存在较大差异。恒温氧化500 h和1 000 h的元素分布分别如图8c1—c3和图8d1—d3所示，3种基体厚度的涂层试样OZ处难熔元素都基本维持恒定的数值，各元素的波动变化主要是在IDZ和SRZ。可以看出，随着恒温氧化时间的延长，3种基体厚度的涂层试样IDZ中的Ta含量显著降低，其中0.5mm基体厚度的涂层试样最为明显。随着恒温氧化时间的延长，从基体至涂层，W、Re和Ta等元素浓度梯度显著降低，较其他2种基体厚度的涂层试样，0.5 mm基体厚度的涂层试样SRZ中这些元素的浓度梯度最小。
图7 不同基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层1 100 ℃恒温氧化后Ni、Pt、Al分布曲线
2.4 分析讨论
如图1所示，3种基体厚度的涂层试样在制备态形成了IDZ，这主要是涂层在制备过程中Al的向内扩散和Ni的向外扩散所致。基体中初始态γ/γ′相转变为β相，γ/γ′相对难熔元素的溶解度大于β相，β相中的W、Re等难熔元素过饱和析出TCP相[14]。因此3种试样制备态IDZ主要由β相、γ′相和TCP相组成。从图3和图6可知，1 100 ℃恒温氧化过程中，IDZ下方形成具有针状和颗粒状TCP相的SRZ，有文献指出[15]，Al的内扩散是形成SRZ的主要原因。Al向基体扩散导致γ/γ′相转化γ′相，W、Mo、Re等难熔元素过饱和从而析出TCP相，形成SRZ，但是，本文结果表明，由于涂层外层向基体扩散的Al大部分被IDZ吸收，SRZ中的Al含量和基体相差不大，均约为4 wt.%（图7所示）。
进一步分析发现，Ta元素在涂层外层（OZ）中的含量很低，但其在IDZ和SRZ中含量显著增加（图8所示）。有文献报道，β相中，Pt和Ta均占据Ni原子的位置[16]，而在γ′相中Ta占据Al的位置[17]，Pt、Al和Ta呈竞争关系。因此，随着Pt和Al从涂层向基体扩散，促使Ta元素向IDZ和SRZ富集。一方面，Ta可作为形成γ′相的形成元素，导致γ′相体积分数增加，显著促进TCP相的析出[18-19]；
另一方面，Ta作为难熔元素，显著增加电子空位数，进一步促进TCP相的析出[20-22]。因此，可以推测，Ta元素的富集是TCP相析出，形成SRZ的主要原因。
图8 不同基体厚度的DD9单晶高温合金/PtAl涂层1 100 ℃恒温氧化后其他元素分布曲线
在恒温氧化过程中，3种基体厚度的涂层试样的SRZ快速长大。100 h，3种试样的SRZ厚度均约为37 μm，但是随恒温氧化时间的延长，0.5 mm基体厚度的涂层试样形成的SRZ厚度显著较其他2种基体厚度的涂层试样小（图5所示）。PtAl涂层/薄壁单晶高温合金体系的恒温氧化也可以视为一个元素均匀化扩散的过程。W、Mo和Re等难熔元素是TCP相主要形成元素，但其扩散速率较Ni、Al等元素低几个数量级。元素均匀化扩散促进这些元素扩散，从而析出TCP相，加速SRZ的长大[23]。基体厚度越薄，均匀化越容易，需要的时间更短。从图8成分分布曲线可知，1 000 h恒温氧化后，0.5 mm基体厚度的涂层试样SRZ中的W、Re等难熔元素的浓度梯度较另外2种基体厚度的涂层试样小。因此，0.5 mm基体厚度的涂层试样基体中W、Mo和Re等难熔元素扩散慢，从而减少了TCP相的析出，其SRZ厚度最小。此外，0.5 mm基体厚度的W、Mo和Re等难熔元素总含量最低，这些难熔元素在SRZ中的浓度最低（如图8所示），进一步抑制了SRZ的长大。
随着恒温氧化时间的延长IDZ和SRZ的形貌发生明显变化。从图6可知，恒温氧化0～100 h，IDZ区域的TCP相逐渐溶解，这主要是由于涂层外层中的Al元素向IDZ扩散，使得IDZ区域的β相向γ′相转变[18-19]，而难熔性元素在γ′相中的溶解度要大于在β相中的溶解度[14]，因而IDZ中部分TCP相发生溶解。值得注意的是，恒温氧化1 000 h，只有0.5 mm基体厚度的涂层试样的IDZ中出现了TCP相“贫化带”。进一步分析可知，0.5 mm基体厚度的涂层试样IDZ中TCP相“贫化带”的Ta浓度显著降低（图8所示）。由前述分析可知，0.5 mm基体厚度的涂层试样最容易均匀化，随着恒温氧化时间的延长，难熔元素从基体向涂层扩散最慢。但是，由于氧化消耗，IDZ中的Ta元素持续向涂层扩散，形成尖晶石类氧化物[24]。IDZ中的Ta元素持续消耗，而没有得到基体扩散补充。因此，0.5 mm基体厚度的涂层试样IDZ中颗粒状TCP相溶解消失，最早形成TCP相“贫化带”。此外，SRZ中针状TCP相形貌从针状向细小颗粒状演变，这与其他文献报道相符[25-28]。TCP相从针状转变为颗粒状主要是为了降低析出相应变能，随后转变为细小颗粒状/球状以进一步减小其表面能。
1）3种基体厚度（0.5、1.0、2.0 mm）的薄壁DD9单晶高温合金/PtAl涂层在恒温氧化后均形成了互扩散区（IDZ）和二次反应区（SRZ），3种基体厚度的涂层试样IDZ厚度基本相当，但是恒温氧化500 h后，0.5 mm基体厚度的涂层试样SRZ厚度显著小于其他2种试样。
2）随着恒温氧化时间延长，3种涂层试样IDZ中TCP相含量减少，只有0.5 mm基体厚度的涂层试样在IDZ中形成了TCP相“贫化带”。3种基体厚度的涂层试样SRZ中针状TCP相转化为颗粒状TCP相。
3）Ta元素在IDZ和SRZ中富集是析出TCP相、形成SRZ的主要原因。随恒温氧化时间延长，0.5 mm基体厚度的涂层试样W、Re和Ta等难熔元素更早均匀化，元素浓度梯度低，降低了SRZ长大速率。IDZ中的Ta元素向涂层扩散，是0.5 mm基体厚度的涂层试样形成TCP相“贫化带”的主要原因。
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Interface Evolution of PtAl Coatings/Thin-walled Single Crystal Superalloy with Different Thicknesses
1, 2a,2b,2a,2b,3,2a,2b,2a,2b,1,2a,2b
(1. School of Materia and Energy, Guangdong University of Technology, Guangzhou 510006, China; 2. a. National Engineering Laboratory for Modern Materials Surface Engineering Technology, b. Guangdong Key Laboratory of Modern Surface Engineering Technology, Institute of New Materials, Guangdong Academy of Sciences, Guangzhou 510651, China; 3. Powder Metallurgy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China)
PtAl coated Ni-based single crystal (SC) superalloys are widely used in the aerospace industry and land-based power generation applications. Interdiffusion between the coating and the underlying substrate inevitably occurs during thermal exposure at high temperatures, which causes considerable deterioration of mechanical properties in the alloy substrate. In order to reduce weight and film cooling, the thickness of single crystal superalloy blades is getting thinner and thinner. However, to the knowledge of the authors, the interface evolution mechanism of PtAl coated thin-walled single crystal superalloy and the effect of the substrate thickness have rarely been reported.
In this paper, the mechanism of microstructural evolution of PtAl coated thin-walled Ni-based single crystal superalloy with different thicknesses has been studied. PtAl coatings are prepared on a third generation nickel-based single crystal superalloy DD9 with different thicknesses (0.5 mm, 1.0 mm and 2.0 mm) by electroplating Pt and high temperature and low activity vapor aluminizing. The thickness of the electroplating Pt layer is about 5 μm, and the final thickness of PtAl coating is about 40 μm. The inter-diffusion of elements and the microstructural evolution of the PtAl coated samples with different thicknesses have been studied by XRD, SEM and EDS.
The inter-diffusion zone (IDZ) increases rapidly after isothermal oxidation for 100 h. After isothermal oxidation for 500 h, the IDZ thickness of three samples are about 25 μm and keep basically unchanged. However, only the sample with 0.5 mm thickness shows topological close packed (TCP) phase depleted zone in IDZ after isothermal oxidation for 1 000 h. Secondary reaction zone (SRZ) with needle-like and granular TCP phases forms below the IDZ in all the samples. After isothermal oxidation for 100 h, the thickness of SRZ of the three samples are equivalent. Still, after isothermal oxidation for 500 h and 1 000 h, the SRZ thickness of the sample with 0.5 mm thickness is significantly smaller than that of other two samples.
Although the obvious inner diffusion of Al from the coating to the substrate has been found, the content of Al in the SRZ is basically unchanged due to that most inwardly diffused Al is absorbed in the IDZ. Microstructural analysis suggests that the enrichment of Ta rather than Al near the interface mainly leads to the formation of SRZ. The difference in diffusion of refractory elements such as W, Re and Ta at the interface is the key factor that causes different morphology/thickness of IDZ and SRZ in the three samples. The coated sample with the minimum thickness is easier to homogenize, and less interdiffusion of refractory elements such as W, Re occurs when the isothermal oxidation time is extended to 500 h, which leads to the minimum SRZ thickness of the sample with 0.5 mm thickness. The inward diffusion of Ta from the substrate to the IDZ has been reduced when the isothermal oxidation time is extended. However, the outward diffusion of Ta from the IDZ to the coating continues due to oxidation consumption. Therefore, the content of Ta has been reduced in the IDZ, resulting in the TCP phase depleted zone in the sample with 0.5 mm thickness.
PtAl coatings; thin-walled nickel-based single crystal superalloy; different thickness; inter-diffusion of elements; secondary reaction zone
TG174.44
A
1001-3660(2023)01-0187-09
10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2023.01.019
2022–01–01；
2022–03–30
2022-01-01；
2022-03-30
广东省基础与应用基础研究基金项目（2021A1515011693、2020A1515010948）；
广东省科学院专项项目（2020GDASYL- 20200104028、2021GDASYL-20210103066、2020GDASYL-20200402005）；
广东省软科学研究计划项目（2019B101001011）；
广州市重点领域研发计划（202007020008）；
航空发动机及燃气轮机基础科学中心项目（P2021-A-I-001-001)
The Guangdong Province Basic and Applied Basic Research Fund Project (2021A1515011693, 2020A1515010948); Special Project of Guangdong Academy of Sciences (2020GDASYL-20200104028, 2021GDASYL-20210103066, 2020GDASYL-20200402005); Guangdong Soft Science Research Program (2019B101001011); Guangzhou Key Field R&D Program (202007020008); Aeroengine and Gas Turbine Basic Science Center Project (P2021-A-I-001-001)
倪建洋（1995—），男，硕士研究生，主要研究方向为表面工程。
NI Jian-yang (1995-), Male, Postgraduate, Research focus: surface engineering.
尹斌（1991—），男，博士，工程师，主要研究方向为材料表面改性。
YIN Bin (1991-), Male, Ph. D., Engineer, Research focus: surface modification of materials.
倪建洋, 尹斌, 邓春明, 等. 不同厚度薄壁单晶高温合金/PtAl涂层界面演变[J]. 表面技术, 2023, 52(1): 187-195.
NI Jian-yang, YIN Bin, DENG Chun-ming, et al. Interface Evolution of PtAl Coatings/Thin-walled Single Crystal Superalloy with Different Thicknesses[J]. Surface Technology, 2023, 52(1): 187-195.
责任编辑：万长清
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