Gd 掺杂 La2(Zr0.7Ce0.3)2O7 陶瓷材料抗 V2O5+Na2SO4

摘 要：优异的抗熔融 V₂O₅+Na₂SO₄ 腐蚀能力是热障涂层面层材料选择的关键性能指标。通过 Gd 掺杂实现了 1250 ℃下La₂(Zr_0.7Ce_0.3)₂O₇陶瓷材料抗熔融 V₂O₅+Na₂SO₄ 腐蚀性能的提升，采用固相反应法制备了(La_1-xGd_x)₂(Zr_0.7Ce_0.3)₂O₇ (x=0、0.5)陶瓷材料，并评估了其在 900~1250℃的抗熔融 V₂O₅+Na₂SO₄ 腐蚀性能。结果表明：Gd₂O₃ 掺杂后 La₂(Zr_0.7Ce_0.3)₂O₇ 陶瓷材料各温度腐蚀深度分别下降约24%、16%、7%、7%，表现出优异的抗腐蚀性能。(La_0.5Gd_0.5)₂(Zr_0.7Ce_0.3)₂O₇ 陶瓷材料优异的抗V₂O₅+Na₂SO₄ 腐蚀性能主要归因于晶格畸变增加引起的缓慢扩散及化学碱性的协同作用。

关键词：热障涂层材料；锆酸镧基陶瓷材料；熔融盐腐蚀；五氧化二钒；硫酸钠

 

热障涂层(TBC)是航空发动机热端部件的热防护层，广泛应用于燃气轮机热端部件使其免受高温侵袭，可以显著提高热端部件的进口温度和使用寿命，进而提高发动机的能源效率和耐用性^[1–3]。迄今为止，6%~8%(质量分数)氧化钇部分稳定氧化锆(YSZ)由于其低导热率、在低于 1200 ℃的温度下优异的相稳定性以及在燃烧气氛中的化学惰、与基材相当的热膨胀系数以及优异的抗热震性能使其成为目前 TBC 陶瓷层的主要选择^[3–6]。但 YSZ高温相稳定性较差，抗烧结性能较差，不能长期在 1200 ℃以上运行，导致应变耐受性降低和杨氏模量增加，进而导致涂层过早失效^[6]。其次，YSZ热障涂层的抗熔融盐腐蚀能力较差，高温下6-8Y₂O₃部分稳定 ZrO₂(YSZ)中的稳定剂易与酸性熔融盐发生反应而使 Y₂O₃ 从 YSZ 晶格中脱溶出来引起相变(比如四方相向单斜相转变)，如式(1)~式(3)所示^[7]。因此，开发新的抗腐蚀能力更强的热障涂层材料迫在眉睫。

Na₂SO₄ (l)+ V₂O₅ (l)→ 2NaVO₃ (l) + SO₃ (g) (1)

t’ZrO₂(Y₂O₃) (s) + V₂O₅ (l)→ m-ZrO₂ (l) +2YVO₄ (s) (2)

t’ZrO₂(Y₂O₃) (s) + 2NaVO₃ (l)→ m-ZrO₂ (l) +2YVO₄ (s)+Na₂O (l) (3)

不仅如此，TBC 也越来越多地应用于如含钒、硫、钠等低质量燃料的场合。这些杂质形成的Na₂SO₄ 和 NaVO₃ 会在热障涂层表面凝结，然后在

600~1050 ℃形成低熔点熔盐^[8–10]。此条件下，热腐蚀作为一种重要的失效模式，就成为TBC寿命的主导。

Cao 等^[11]研究发现，具有稳定的烧绿石结构的La₂(Zr_0.7Ce_0.3)₂O₇(LZC)陶瓷因其高的抗烧结性能、高温相稳定性、低导热系数和高热膨胀系数被认为是非常有潜力的 TBC 候选材料^[12–14]。另外，在所有的稀土锆酸盐材料中，Gd₂Zr₂O₇ 拥有最低的热导率为 1.2 W·m^-1·K^-1 和最高的热膨胀系数 (TEC) (10.76×10^-6 K^-1)。在相同条件下 YSZ 的热导率为2.09 W·m^-1·K^-1，TEC 为(11.15×10^-6 K^-1)^[15–16]，被认为是最有前景的热障涂层材料之一。Tabeshfar 等^[17]研究了 Gd₂Zr₂O₇ (GZO)的热腐蚀行为。在 750 ℃经Na₂SO₄ 和 V₂O₅ 等摩尔混合物热腐蚀后，GdVO₄ 生成并形成扩散障碍层，由于稀土元素的析出，m-ZrO₂ 形成。但正因为该扩散障碍层的提前出现，涂层因此表现出优异的抗热腐蚀性能^[18]。

Xiang 等^[19]发现通过 Gd₂O₃ 的掺杂可以降低La₂Zr₂O₇ 热障涂层材料热导率，且在 1200 ℃的热膨胀系数也有所增加。本课题组前期的研究工作^[20–22]同样表明，利用质量大、半径小的稀土阳离子(Re³⁺)

在 La₂Zr₂O₇的 La³⁺位掺杂可以有效地降低 La₂Zr₂O₇的导热系数。因此，在 LZC 的 La 位掺杂同为稀土元素且离子半径更小的Gd³⁺进一步降低材料的热导率是非常可行的，但是其耐熔盐热腐蚀性能还有待进一步研究。而且目前关于 LZC 材料耐 V₂O₅+ Na₂SO₄ 熔融盐热腐蚀的报道更多的局限于 1050 ℃以下的强腐蚀性，但涂层的实际服役温度往往超过1200 ℃，该高温条件下其抗熔融盐热腐蚀性能缺乏全面、系统以及深入的报道及机制分析。

制备了LZC陶瓷材料并通过Gd₂O₃的掺杂得到改性的(La_0.5Gd_0.5)₂(Zr_0.7Ce_0.3)₂O₇ (LGZC)陶瓷材料，用 V₂O₅+Na₂SO₄ 混合盐于 900、1000、1100、1250℃分别对LZC和LGZC陶瓷材料进行了5 h的热腐蚀，比较了各温度下掺杂前后的陶瓷材料的抗V₂O₅+Na₂SO₄ 熔融盐腐蚀行为，探究了 LZC 和LGZC 的抗腐蚀能力及其机理。

1 实验

1.1 试样制备

以 ZrO₂、La₂O₃、Gd₂O₃、CeO₂等氧化物粉末(质量分数>99.99%，中国北方稀土)为原料，通过高温固相法制备了 LZC 和 LGZC 块体陶瓷。首先将干燥后的粉末按照化学组分配比(LZC 的各氧化物摩尔比为La₂O₃ : ZrO₂ : CeO₂=1.0 : 1.4 : 0.6；LGZC 的各氧化物摩尔比为 La₂O₃ : Gd₂O₃ : ZrO₂ : CeO₂=0.5 : 0.5 : 1.4 : 0.6)精确称量后倒入聚氨酯球磨罐中，倒入无水乙醇作为分散剂，粉末与无水乙醇的质量比为 2 : 3。研磨介质为氧化锆珠，氧化锆珠的粒径为 7 mm : 5 mm : 3 mm，其对应的质量为 3 : 4 : 3，料珠质量比为 1 : 2。将球磨罐安装到行星式球磨机上以 480 r·min^-1 的转速球磨 24 h 后，然后将料烘干、破碎、研磨后过 80 目(0.18mm)筛，再通过电动压片机将过筛的粉体于6 MPa的压力下预压成型、200 MPa 冷等静压保压 5 min 密实，得到陶瓷素坯。最后将陶瓷素坯 1600 ℃保温 8 h烧成，得到所需要的 LZC 以及 LGZC 陶瓷样品。

1.2 热腐蚀实验

采用 V₂O₅+Na₂SO₄ (质量比为 1 : 1)的典型混合盐作为腐蚀介质^[23]。精确称量 V₂O₅和 Na₂SO₄ 粉末并提前混合均匀。将混合后的粉末均匀地涂抹在陶瓷试样表面，浓度为 10 mg·cm^-2，再将涂覆后的陶瓷试样置于马弗炉中以 5 ℃·min^-1 的升温速率分别升至 900、1000、1100、1250 ℃并等温热处理 5 h，随后以 10 ℃·min^-1 的速率冷却至室温。

采用 X 射线衍射仪(XRD，Bruker D8 Advanced，Germany，Cu K_α，λ = 0.154 06 nm)分别对热腐蚀前后的 LZC 和 LGZC 试样进行物相分析；采用配备能量色散光谱仪(EDS，Oxford X-MAX Germany)的扫描电子显微镜(SEM，supra-55，Zeiss，Oberkochen，Germany)对其进行表面和截面的显微组织形貌观察和微观结构分析。

2 结果与讨论

2.1 物相分析

1600℃烧结8 h陶瓷试样的XRD谱如图1 所示，LZC 和 LGZC 衍射峰与标准卡(JCPDS 71—2363)对应，且均出现(331)和(511)特征衍射峰，说明 Gd₂O₃已完全溶入晶格之中，形成了立方烧绿石结构晶体。LGZC 中 Gd₂O₃ 取代掺杂引起的衍射峰向右偏移主要是由于平均稀土阴离子半径减小从而使晶胞收缩所致。

图 1 LZC、LGZC 陶瓷试样的 XRD 谱

通过 SEM 和 EDS 对 LZC 和 LGZC 的显微组织和元素分布进行了表征，如图 2 所示。从显微组织中可以看出，2 个试样均具有致密的形貌，没有裂纹、孔洞和其他宏观缺陷。晶界之间的界面清晰，没有形成其他新产物，表明试样仍保持单相结构。

图 2 陶瓷试样的 SEM 照片和 EDS 元素分布图

采用Rietveld方法对试样XRD谱进行细化来计算晶格参数和理论密度，并采用阿基米德排水法测量样品实际密度。LZC 的理论密度为 6.30 g·cm^-3，实际密度为 5.99 g·cm^-3，因此相对密度为 95.08%；LGZC 试样的理论密度为 6.09 g·cm^-3，实际密度为5.79 g·cm^-3，因此相对密度为 95.02%。

图 3 为试样腐蚀后的 XRD 谱，与图 1 相比，2个试样的衍射峰都发生明显变化。如图 3a 所示，900~1250℃热腐蚀 5 h 后，LZC 陶瓷表面的衍射峰大量增加，经与标准卡(JCPDS 70—0216、JCPDS 82—1969、JCPDS 88—2390、JCPDS 79—1768)对比发现，腐蚀产物主要是(La, Ce)VO₄ (JCPDS 70—0216、JCPDS 82—1969)，m-ZrO₂ (JCPDS 88—2390)和 t-ZrO₂ (JCPDS 79—1768)。与此同时，当温度为 1100 ℃时，(La, Ce)VO₄在 26°和 28°附近的衍射峰明显增强，说明此时腐蚀程度大大增加。总体来说，(La, Ce)VO₄的主要衍射峰 900~1100 ℃之间随着温度的升高而增强，表明温度的升高能够促进腐蚀反应的进行，产生更多的腐蚀产物(La, Ce)VO₄。但当温度升高至1250 ℃并热处理 5 h 后，试样表面(La,Ce)VO₄ 的衍射峰强度有所降低，并观察到 LZC 相出现。推断该现象是由于温度升高导致了中间产物 NaVO₃ (式 1)流动性增加并加速向下渗透，试样表面反应程度有所减弱，故(La, Ce)VO₄产物减少。

图 3 陶瓷表面在 900~1250℃腐蚀 5 h 后的 XRD 谱

总体来看，LGZC 陶瓷试样于 900~1100 ℃腐蚀5 h 后衍射峰相对 LZC 陶瓷试样来说有所减少。如图 3b 所示，对比 Gd(VO₄) (JCPDS 86—0996)和上述标准卡，发现 LGZC 腐蚀后的试样表面除 LGZC 相以外，主要为(La, Ce, Gd)VO₄ 相和 m-ZrO₂ 相，且其相含量随温度的升高呈增长趋势。LGZC 陶瓷试样经 1250 ℃腐蚀 5 h 后，表面(La, Ce, Gd)VO₄ 的衍射峰明显减弱，主晶相为 LGZC 相。

2.2 表面显微形貌及元素分布

图 4 为 LZC 试样在 900~1250 ℃腐蚀 5 h 后的显微形貌图，在 900~1100 ℃腐蚀后，LZC 陶瓷试样表面主要由棒状晶粒和不规则大颗粒状晶粒组成，且后者较多，尺寸差别不大，约为 4 µm；棒状晶粒在 1100 ℃长度达到最大的 7 µm左右。LZC 在 1250 ℃时腐蚀产物减少，且出现大量颗粒状团簇。

为了探究腐蚀过程的元素扩散及产物分布情况，对图 4 的 A、B、C、D、E、F 6 个点进行了 EDS点扫描元素分析。由表 1 可知，A、B、C、D、E 的元素主要为 V、La、O、Ce，A 和 E 还有少量的 Zr元素，结合 XRD 结果判断，不规则颗粒 A 为 LaVO₄、CeVO₄ 和 ZrO₂ 的固溶体。F 晶粒的点扫描结果为以Zr 和 O 元素为主，其次是 V 和 La，该结果与图 3a中的产物 ZrO₂ 和 LaVO₄相吻合。

图 4 LZC 陶瓷在 900~1250 ℃热腐蚀 5 h 后的表面形貌

表 1 图 4 中 A~F 点域的化学成分

如图 5 所示，对于 LGZC 陶瓷材料来说，900~1100 ℃腐蚀后陶瓷表面主要是棒状晶粒和颗粒状团簇，且棒状晶粒比颗粒状晶粒更多。与 LZC相比，可以明显看出 LGZC 腐蚀后的棒状晶粒更多，且随温度的升高棒状晶粒呈现出长大的趋势，从大约 3 µm 的长度生长到 8 µm 左右，这与图 3b 显示的随温度升高(La, Ce, Gd)VO₄ XRD 的衍射峰逐渐增强的规律一致；在 1250℃腐蚀后试样表面不再有棒状晶粒，而是具有晶内孔的颗粒晶，其与 XRD 主晶相变为 LGZC 相对应。此外，由图 3b 可见，在1250 ℃腐蚀后 XRD 主晶相为 LGZC 相，还有少量(La, Ce, Gd)VO₄，腐蚀孔洞是由于钒酸盐晶粒形成过程中 ZrO₂ 被腐蚀所致^[24]。

对图 5 中的颗粒团簇和棒状相(点 G、H、I、J、K、L)进行 EDS 点扫，发现棒状物富含 V、La、Gd和 Ce 元素，由表 2 中点 G、I、J 可知，且符合典型钒酸盐的长条状形貌。而球形小颗粒状团簇富含

Zr 和 O 元素，如点 H 所示。结合 XRD 谱可以确认900、1000、1100 ℃腐蚀 5 h 后陶瓷试样的腐蚀产物主要是(La, Ce, Gd)VO₄ 和 m-ZrO₂。由图 3b 可见，1250 ℃腐蚀后的陶瓷试样 XRD 结果与另外 3 个温度下的 XRD 明显不同。对深色点 K 和浅色点 L 进行 EDS 点扫描，发现 2 种颜色的不规则晶粒都富含La、Gd、Zr、Ce、O，只有极少量的 V 元素。通过表2中元素质量比可以确定腐蚀后主晶相为m-ZrO₂和 LGZC 相，与图 3b 的 XRD 结果一致。

图 5 LGZC 陶瓷在 900~1250 ℃热腐蚀 5 h 后的表面形貌

表 2 图 5 中 G~L 点域的化学成分

2.3 断面显微形貌及元素分布

为了进一步研究 LZC、LGZC 高温下的抗Na₂SO₄+V₂O₅ 腐蚀性能，将腐蚀后的陶瓷样品切割，观察其截面腐蚀层变化情况。

图 6 为 LZC 陶瓷在 900~1250 ℃ Na₂SO₄+V₂O₅熔盐中热腐蚀 5 h 后的截面形貌。明显看出 LZC 陶瓷在 900~1100 ℃腐蚀后出现了明显的反应腐蚀层且出现分层现象，与原始陶瓷结构相比衬度较为明显。总腐蚀层的厚度随温度的升高呈上升趋势，1100 ℃腐蚀层厚度最大达(38±5) µm，说明提高温度会加剧腐蚀程度。而温度升高至 1250℃，总腐蚀层厚度反而减小，试样表面未见大量的颗粒状生成物，顶层附着有 4~5 µm 颜色较深的熔融物质且向下扩散，在陶瓷和熔盐的界面处形成了 2 µm 聚集层，并逐渐渗透至 LZC 陶瓷试样中。

图 6 LZC 试样热腐蚀 5 h 后的截面形貌

图 7 分别为 LGZC 陶瓷在 900~1250 ℃ V₂O₅+Na₂SO₄熔盐中热腐蚀 5 h 后的截面形貌。腐蚀后陶瓷试样出现了明显的致密腐蚀层。900~1100 ℃时，如图 7a~图 7c 所示，从陶瓷的截面可以看出不同形状的晶粒，且腐蚀层的厚度随温度的升高而增厚。当温度升高至 1250 ℃时，腐蚀层呈现出一种和LZC 试样在 1250℃腐蚀后类似的熔盐渗透的形貌，如图 7d 所示，颜色与原始结构相比较深。

图 7 LGZC 试样热腐蚀 5 h 后的截面形貌

图 8 为 LZC 及 LGZC 陶瓷材料不同腐蚀温度腐蚀 5 h 后的反应层厚度。LZC 和 LGZC 都是在900~1100 ℃区间形成了明显的腐蚀层，腐蚀层的厚度随温度的升高而增厚，腐蚀层在 1100 ℃时达到最厚，分别为 38 µm 和 35 µm 左右，且都是在900 ℃和 1000 ℃出现了致密的腐蚀层；温度提高到 1100 ℃后腐蚀层变得疏松；而在 1250 ℃腐蚀后并没有形成腐蚀层，但是腐蚀深度却有所减小。与此同时，各温度下 LGZC 陶瓷试样的腐蚀深度均小于 LZC，结合图 3b 衍射峰明显减弱的结果可以判断：LGZC 相对具有更强的抗 Na₂SO₄+V₂O₅熔盐腐蚀能力。

图 8 900~1250℃ LZC 及 LGZC 试样腐蚀反应层厚度

2.4 腐蚀机理分析

2.4.1 LGZC 腐蚀反应机制 

由于 2 种试样在900~1100 ℃和 1250 ℃呈现出 2 种不同的截面形貌，因此选取LGZC 1000 ℃和LGZC 1250℃这2种有代表性的试样进行 EDS 面扫描能谱分析。从图 9 的EDS 能谱面扫描可以看出腐蚀产物层的元素组成上存在明显的界面。较宽的腐蚀产物层中主要含有 V、La、Gd 和 Ce 元素；而中间薄薄一层的腐蚀产物中主要含有 Zr 元素。结合 XRD 及表面点扫描能谱分析结果可以确认生成了 ZrO₂ 和(La, Ce, Gd)VO₄ 并分层呈现，且 V 元素的含量从上到下越来越低。

图 9 LGZC 试样在 1000 ℃热腐蚀 5 h 后的截面 EDS 元素 分布图

根据 Gibbs 相律，系统的自由度 F₀ 可以由式(4)决定：

F₀ = C₀ – P + 2 (4)

式中：C₀ 为系统平衡时的组元数；P 为相数和环境因素(温度和压力)。当温度和压力一定时，式(4)可简化为：

F₀ = C₀ – P (5)

基于溶解–沉淀反应机理的分析，在腐蚀产物从液相沉淀结晶的过程中，液相混合物内含有的物质有 V₂O₅、(La, Ce, Gd)VO₄ 和 ZrO₂，组元数 C₀ = 3。因为系统自由度大于等于 0，所以其中的相数不大于 3，也就是(La, Ce, Gd)VO₄ 和 ZrO₂ 2 种固体和V₂O₅ 1 种液体。当 2 种固体共存时，系统变量为 0，而液相成分保持不变。不过由于存在扩散作用，液相中 V 元素浓度随时间和距离而变化。所以当时间确定时，平衡系统中(La, Ce, Gd)VO₄ 和 ZrO₂ 2 固相只能分层呈现，2 单相层间有明显的分界。

从图 6 截面显微照片及图 9 中的 V 元素的含量从上往下越来越低的 EDS 面扫描能谱分析结果可以看出，致密的腐蚀层可以在一定程度上抵挡熔融盐继续向下渗透进而继续与陶瓷反应。

2.4.2 Gd₂O₃ 掺杂的影响

LGZC 可看作是以La₂O₃、Gd₂O₃、ZrO₂ 为主的加入 CeO₂ 后形成的化合物，可根据 V₂O₅ 和各氧化物之间的反应来预测LGZC 与 V₂O₅ 之间的反应^[25]。LGZC 陶瓷在900~1250 ℃与 V₂O₅+Na₂SO₄ 熔融盐接触的热腐蚀试验中，同时产生了 m-ZrO₂、LaVO₄、CeVO₄ 和GdVO₄ 的热腐蚀产物。LaVO₄、CeVO₄ 和 GdVO₄在热腐蚀过程中可以形成(La,Ce,Gd)VO₄ 固溶体。存在的反应如下：

La₂O₃ (s) + V₂O₅ (l) → 2LaVO₄ (s) (6)

2CeO₂ (s) + V₂O₅ (l)→ 2CeVO₄ (s) +1/2O₂ (g) (7)

Gd₂O3 (s) + V₂O₅ (l) → 2GdVO₄ (s) (8)

La₂O3 (s) + 2NaVO₃ (l) → 2LaVO₄ (s) + Na₂O (l) (9)

2CeO₂ (s) + 2NaVO₃ (l) → 2CeVO₄ (s) + Na₂O (l) + 1/2O₂ (g) (10)

Gd₂O₃ (s)+ 2NaVO₃ (l) → 2GdVO₄ (s) + Na₂O (l) (11)

由Yokokawa等^[26]和Barin^[27]报告工作中的热力学数据计算各反应需要的 Gibbs 自由能和 Louis 酸碱定律可以判断，如式(6)~式(8)所示，碱性最强的La₂O₃ 很容易与 V₂O₅ 反应生成 LaVO₄，接着 CeO₂、Gd₂O₃ 与 V₂O5 反应生成 CeVO₄ 和 GdVO₄。由于式(1)中 Na₂SO₄ 和 V₂O₅ 反应生成的中间相 NaVO₃ 增强了 V⁵⁺和 Re³⁺的活性和迁移，从而促进了稀土氧化物(Re₂O₃)和腐蚀性盐之间的反应，生成(La, Ce, Gd)VO₄，即式(9)~式(11)所示。

由于 Gd₂O₃ 的掺杂使得 LGZC 的碱性比 LZC弱，结合 Louis 酸碱定律可知，La₂O₃和 Gd₂O₃ 共存的情况下 Gd₂O₃ 与 V₂O₅ 反应的可能性较小，促进了LGZC 陶瓷的相稳定性，使其可以获得优异的耐热腐蚀性能。

此外，掺杂不同大小离子半径的氧化物会带来晶格畸变，La³⁺的半径为 0.106 1 nm，而 Gd³⁺的半径仅为 0.093 8 nm。掺杂的元素离子半径偏差越大，晶格畸变越大，晶格畸变又会影响扩散作用的进行。

因此，晶格畸变增加，反应层厚度降低，这也与LGZC 陶瓷试样在各温度下腐蚀层都比 LZC 陶瓷试样的腐蚀层更薄的结果吻合。

2.4.3 高温 1250℃腐蚀行为分析

图 10 为LGZC 在 1250 ℃腐蚀后发生渗透试样的 EDS 能谱。结合图 3b 的 XRD 结果分析可知，斑点状的深色区域富含 V、La、Gd 和 Ce 元素，确定为(La, Ce, Gd)VO₄；而浅色区域富含 Zr 元素，判断为 ZrO₂。V₂O₅、Na₂SO₄ 和 NaVO₃的熔点分别为 690、884℃和 610 ℃^[28]。熔融 V₂O₅ 和由式(1)产生的 NaVO₃ 随着腐蚀温度升高到 1250℃后黏度降低，其更容易渗透到陶瓷的孔隙中^[29]，并且腐蚀产物的形成速率也随着温度的升高而增加。腐蚀产物的形成填充了陶瓷的孔隙，限制了熔融 V₂O₅ 的渗透速率。因此，陶瓷孔隙内的腐蚀产物在 1250 ℃发展得更快，并在短时间内堵塞孔隙，从而阻止含钒熔融盐的进一步渗透，导致陶瓷试样在1250℃时的腐蚀深度比1100℃时的更小。

图 10 LGZC 试样在 1250 ℃热腐蚀 5 h 后的截面 EDS 元素分布图

3 结论

采用固相法合成制备了 LZC、LGZC 陶瓷材料，并全面研究了其在混合熔融盐(Na₂SO₄+V₂O₅)中不同温度下的热腐蚀机理，总结如下：

1) LZC、LGZC 陶瓷材料在 900~1100 ℃与Na₂SO₄+V₂O₅ 发生腐蚀反应，生成了较为致密的腐蚀反应层，腐蚀反应程度随着温度的升高而增强，且在 1100 ℃时反应最剧烈。

2) LZC、LGZC 2 种陶瓷材料在 900~1250℃的热腐蚀机理都遵循 Louis 酸碱定律和 Gibbs 自由能的规律。由于 Gd₂O₃ 的掺杂，使得 LGZC 的相对碱度下降，而且掺杂引起的晶格畸变也抑制了扩散作用的进行，使得各温度下 LGZC 的腐蚀深度都比LZC 要小，表明 LGZC 相对 LZC 更耐 Na₂SO₄+V₂O₅的腐蚀。

3) 在升高温度至 1250 ℃后，2 种试样均未形成致密的腐蚀反应层，但腐蚀深度却比在 1100 ℃腐蚀后更小，这是由于 NaVO₃ 随着腐蚀温度升高到1250 ℃后黏度降低并在短时间内堵塞孔隙，从而阻止熔融盐的进一步渗透。

参考文献：略