陳 梟，王洪濤，紀崗昌，白小波，王玉偉

（九江學院 機械與材料工程學院九江市綠色再制造重點實驗室，江西 九江332005）

在太陽能熱發(fā)電儲能技術中，鋁硅合金儲能材料因具有熔化熱大、導熱系數(shù)高、相變潛熱大、過冷度?。ǎ?℃）、性能穩(wěn)定等優(yōu)點而被作為優(yōu)秀的中高溫儲能材料[1］，但熔融狀態(tài)的鋁硅合金會對儲熱容器造成腐蝕，最終影響整個太陽能熱發(fā)電效率，從而提高成本。因此，液態(tài)金屬腐蝕性是目前影響鋁基合金儲熱材料在太陽能熱發(fā)電中應用的主要問題。硼化物陶瓷由于具有極高的熔點、高的化學穩(wěn)定性、高的硬度和優(yōu)異的耐磨性而得到廣泛應用[2－4］。在硼化物陶瓷材料中，TiB2具有許多優(yōu)良性能，如熔點高、硬度高、化學穩(wěn)定性優(yōu)良、與鋁等熔融金屬不侵蝕，高溫力學性能優(yōu)異而被作為最有希望得到廣泛應用的硼化物陶瓷[5，6］。研究表明，純TiB2陶瓷涂層沉積后存在諸多問題，如：TiB2陶瓷涂層韌性小，脆性大，具有較大的殘余壓應力和黏結強度低[7，8］。為了克服以上問題，利用 Ni，Co，Cr，Mo及其合金黏結TiB2陶瓷制備成金屬陶瓷顆粒，由TiB2硬質(zhì)陶瓷相與具有良好塑性和韌性的金屬或合金黏結相構成的金屬陶瓷復合材料既具有陶瓷材料的高硬度、耐腐蝕性能，又具有一定的韌性[9］。

超音速火焰噴涂技術可將噴涂粒子加熱至熔化或半熔化狀態(tài)，并加速到600m／s以上，從而獲得結合強度高、組織致密、氣孔率小、性能優(yōu)越的涂層，同時超音速火焰噴涂技術也是金屬陶瓷涂層良好可行的制備方法，由于超音速火焰噴涂的噴涂粉末在火焰中被加熱時間短，因此噴涂材料的相變、氧化和分解受到抑制，特別適合噴涂硼化物或碳化物金屬陶瓷材料[10－13］。超音速火焰噴涂金屬陶瓷涂層是由金屬或合金黏結相與陶瓷硬質(zhì)相組成，金屬或合金黏結相保證了金屬陶瓷的強度和韌性，陶瓷質(zhì)點則使金屬陶瓷具有高的硬度、耐熱性和耐蝕性[10，14］。因此，本研究采用超音速火焰噴涂技術制備TiB2－Ni金屬陶瓷涂層，研究不同黏結相含量對制備的TiB2－Ni涂層的組織結構、硬度、孔隙率、抗熱震性能及耐熔融鋁硅腐蝕性能的影響。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料及涂層制備

噴涂粉末是采用機械合金化技術制備的TiB2－40Ni（質(zhì)量比為3∶2）和TiB2－50Ni（質(zhì)量比為1∶1）金屬陶瓷粉末。球磨工藝參數(shù)：球磨轉(zhuǎn)速為370r／min，功率為28.8Hz，球磨時間為6h，其中球罐為500mL不銹鋼管，磨球為φ20mm、φ10mm、φ6mm 的不銹鋼球，兩種粉末的表面和斷面形貌如圖1所示。機械合金化制備的金屬陶瓷粉末再通過篩分技術獲得粒徑為15～45μm的噴涂粉末，噴涂前將粉末進行干燥2～3h。從圖1（a－2），（b－2）粉末斷面形貌圖中可以看到，機械合金化制備的兩種粉末中灰色的TiB2陶瓷顆粒包覆在白色的黏結相Ni粉末上，同時發(fā)現(xiàn)球形的Ni粉末也有明顯的變形，變成長條形。實驗選擇Q235鋼作為基體材料，尺寸為15mm×40mm×5mm，噴涂前用24目剛玉砂進行表面粗化預處理。超音速火焰噴涂采用西安交通大學研制的CH－2000型超音速火焰噴涂系統(tǒng)，在粗化后的基體表面按表1所示的噴涂工藝參數(shù)沉積涂層。熔融鋁硅腐蝕實驗的腐蝕介質(zhì)采用ZL102，即 Al－12.07%Si（質(zhì)量分數(shù)，下同）合金。

圖1 TiB2－Ni粉末的表面（1）及斷面形貌（2）（a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50NiFig.1 Surface morphologies（1）and cross sectional micro structure（2）of TiB2－Ni powders （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50Ni

表1 TiB2－Ni涂層噴涂工藝參數(shù)Table 1 Spraying parameters of TiB2－Ni coatings

1.2 涂層組織結構及性能表征

采用附有能譜分析（EDS），Tescan Vega II LSU型掃描電鏡（SEM）分析粉末表面和斷面組織、涂層表面和斷面組織、涂層抗熱震后表面和斷面形貌及涂層腐蝕后表面和斷面形貌特征；采用D8Advance X射線多晶衍射儀進行噴涂粉末、涂層腐蝕前后的物相分析，衍射條件為Cu靶，λ＝0.154nm，掃描范圍20～90°，掃描速度2（°）／min，管電壓35kV。

采用HVS－1000型數(shù)顯維氏硬度試驗機測定涂層的顯微硬度，載荷為2.94N，加載時間為20s，每個試樣測量10個點，結果取其平均值。

采用圖像分析法在涂層斷面形貌上選擇5個區(qū)域進行測定，對5個區(qū)域的結果取其平均值作為涂層的最終孔隙率值。

1.3 涂層抗熱震及腐蝕實驗

采用水淬法測試涂層的抗熱震性能，熱震實驗是將涂覆涂層的試樣放在爐溫為800℃的SX－4－10型箱式電阻爐中保溫20min，然后迅速取出淬入室溫的水中（20℃），如此往復循環(huán)，直至在涂層的表面首次發(fā)現(xiàn)裂紋或剝落現(xiàn)象，即停止實驗，記錄涂層試樣熱震循環(huán)次數(shù)，以此作為衡量涂層抗熱震性能的判據(jù)。

采用浸泡法進行耐熔融鋁硅腐蝕實驗，將涂層試樣浸泡在溫度為600℃熔融鋁硅（Al－12.07%Si）合金中，腐蝕時間分別為120h，腐蝕裝置示意圖如圖2所示。

圖2 熔融Al－12.07%Si合金腐蝕裝置示意圖Fig.2 Schematic of corrosion system of molten Al－12.07%Si alloy

2 結果與討論

2.1 TiB2－Ni涂層相結構與能譜元素分析

圖3為超音速火焰噴涂的TiB2－Ni涂層和相應噴涂粉末的XRD圖譜。從圖中可以得到，涂層與粉末的物相之間基本無變化，主要物相為TiB2和Ni兩相，噴涂后涂層中未發(fā)現(xiàn)非晶相和分解相，這說明在超音速火焰噴涂（HVOF）過程中無物相分解，非晶化等現(xiàn)象產(chǎn)生的其他相，但在涂層的物相中發(fā)現(xiàn)少量的氧化物相（Ti2O3和NiTiO3），而在對兩種涂層斷面組織進行能譜元素分析發(fā)現(xiàn)（如圖4所示），涂層中的主要化學成分均為Ti和Ni元素，存在少量的Cr和O元素，而B元素由于是輕元素，故無法在能譜分析中顯示出來；基體中的主要成分為Fe元素，這表明噴涂粉末在噴涂的過程中產(chǎn)生了少量的氧化現(xiàn)象。在噴涂粉末的物相中則沒有發(fā)現(xiàn)氧化物的存在，這主要與機械合金化球磨過程中采用惰性氣體（氬氣）保護有關，即沒有發(fā)生氧化現(xiàn)象。分析TiB2－40Ni和TiB2－50Ni涂層的物相發(fā)現(xiàn)，兩者的主要物相相同，但TiB2－50Ni的氧化物的峰值強度更低，分析原因表明，在相同的噴涂工藝參數(shù)條件下，隨著噴涂粉末中黏結相Ni含量增加，粉末在噴涂過程中氧化程度有所降低。而且隨著Ni黏結相含量的增加，TiB2－50Ni涂層中的Ni相衍射峰的強度有所增加。對比兩種涂層與粉末衍射峰，可以看到，涂層TiB2峰的強度存在降低的現(xiàn)象，表明涂層中TiB2相含量相對減小，引起這種現(xiàn)象的可能是硬質(zhì)顆粒在超音速火焰噴涂過程中發(fā)生反彈飛濺損失的緣故。

圖3 TiB2－Ni涂層和噴涂粉末的 XRD圖譜 （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50NiFig.3 XRD patterns of TiB2－Ni coatings and powders （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50Ni

圖4 TiB2－Ni涂層能譜圖 （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50NiFig.4 EDS analysis of TiB2－Ni coatings （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50Ni

2.2 黏結相含量對TiB2－Ni涂層微觀組織的影響

圖5為不同Ni黏結相含量TiB2－Ni涂層的表面形貌。從圖5可見，涂層表面形貌均存在完全熔化區(qū)（F）和部分熔化區(qū)（P）兩個區(qū)（如圖5（b）和5（d）所示），其中圖5（a）和圖5（c）為涂層表面完全熔化區(qū)高倍圖，且可發(fā)現(xiàn)完全熔化區(qū)表面致密平整，而部分熔化區(qū)表面疏松，并存在一定的縫隙，其主要原因是：（1）粒子與工件撞擊后，在攤平、鋪展過程中伴有飛濺產(chǎn)生，造成粒子間的不完全堆積；（2）噴涂粉末的結晶、冷卻速率快，后續(xù)的粒子未來得及與先沉積的涂層熔合并填滿交接的空間就已凝固；（3）噴涂時熔融粒子在涂層冷卻至室溫的過程中收縮，收縮過程中得不到后續(xù)粒子的補充，相互之間產(chǎn)生一部分縮孔等。對比TiB2－40Ni與TiB2－50Ni涂層表面形貌發(fā)現(xiàn)，在相同的噴涂工藝參數(shù)條件下，TiB2－50Ni涂層表面完全熔化區(qū)的范圍變大了，說明該涂層在沉積過程中，噴涂粒子熔化更為完全。

圖5 TiB2－Ni涂層表面形貌 （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50NiFig.5 Surface morphologies of TiB2－Ni coatings （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni

圖6為不同Ni黏結相含量TiB2－Ni涂層的斷面形貌。由圖6可見，涂層的組織均呈典型的灰、白兩相交替分布的疊層狀結構[15］。圖中涂層中的灰色相為陶瓷相TiB2富集區(qū)，白色相為金屬黏結相Ni富集區(qū)，橢圓框內(nèi)為孔隙。涂層與基體界面結合良好，且涂層與基體為機械咬合，呈現(xiàn)出犬牙交錯的現(xiàn)象。分析原因表明，由于基體表面經(jīng)過噴砂粗化處理，微觀上是凹凸不平的，這使得基體與黏結涂層之間形成了良好的“勾接咬合”，有助于提高涂層與基體的結合強度。同時超音速火焰噴涂具有較高的沖擊能量，粉末顆粒有高的噴涂速率，由于粉末顆粒在高溫停留時間短，所以涂層含氧化物量低，化學成分和相的組成具有較強的穩(wěn)定性，改善了顆粒的結合狀態(tài)，從而導致涂層與基體表面的結合強度高[16］。對比 TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層斷面形貌發(fā)現(xiàn)，TiB2－50Ni涂層組織均勻致密，涂層結合良好，白色黏結相Ni在涂層中呈條狀和塊狀，且涂層的平均孔隙率為0.12%，涂層平均厚度為336μm；而相對于 TiB2－50Ni涂層，TiB2－40Ni涂層的組織較差，其黏結相Ni在涂層中呈條狀，涂層的平均孔隙率為1.25%，涂層平均厚度為104μm，這說明在相同噴涂工藝參數(shù)條件下，TiB2－50Ni噴涂粒子沉積效果更好，獲得的涂層孔隙率更低，涂層厚度更厚，說明該涂層具有較佳的致密性。

圖6 TiB2－Ni涂層斷面形貌 （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50NiFig.6 Cross sectional morphologies of TiB2－Ni coatings （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni

2.3 黏結相含量對TiB2－Ni涂層硬度的影響

圖7為不同黏結相含量TiB2－Ni涂層硬度值，TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層的平均硬度值分別為（643.5±56.8）HV0.3與（597.9±36.1）HV0.3，分析發(fā)現(xiàn)隨著黏結相含量增加，涂層顯微硬度有所降低；同時從涂層的微觀組織研究發(fā)現(xiàn)，TiB2－40Ni涂層中陶瓷硬質(zhì)相較多，黏結相Ni在涂層中的變形形態(tài)主要為條形狀，這說明黏結相Ni在粒子沉積過程中，發(fā)生強烈塑性變形也會導致涂層產(chǎn)生加工硬化，而在TiB2－50Ni涂層中黏結相Ni仍有部分呈塊狀，粒子塑性變形較小，因此分析所得TiB2－50Ni涂層的平均硬度值較低。

圖7 沉積涂層的顯微硬度Fig.7 Microhardness of coatings

2.4 黏結相含量對TiB2－Ni涂層抗熱震性能影響

采用超音速火焰噴涂方法將噴涂材料噴涂在金屬工件的表面，以提高基材的耐蝕、耐磨及抗氧化等性能，然而工件的實際工況往往伴隨著溫度的急冷急熱，從而產(chǎn)生內(nèi)應力。環(huán)境溫度變化越快，產(chǎn)生應力的傾向越大。涂層在反復的熱循環(huán)作用下將產(chǎn)生剝離、脫落[17］。因此，涂層抗熱震性能的好壞是充分發(fā)揮涂層材料特性的關鍵。圖8為不同黏結相含量TiB2－Ni涂層熱震后表面和斷面形貌圖，為了對比兩種涂層抗熱震性能的好壞，將兩種涂層試樣同時進行熱震實驗，當在某一涂層表面發(fā)現(xiàn)微裂紋或剝落現(xiàn)象時，即停止實驗。在本實驗中，在經(jīng)過60次熱震循環(huán)后，兩種涂層試樣經(jīng)熱震后表面形貌未發(fā)生明顯變化，表面形貌仍為典型的疏松片層組織，在涂層表面形貌中觀察到存在部分熔化區(qū)（P）和完全熔化區(qū)（F）（如圖8（a）和8（d）所示），但經(jīng)過60次熱震循環(huán)后，在 TiB2－40Ni涂層表面發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋，如圖8（a）（低倍）橢圓框內(nèi)和圖8（b）（高倍）所示。這說明在噴涂工藝條件和熱震實驗條件相同的情況下，TiB2－40Ni涂層抗熱震性能較差。研究分析表明，涂層熱震后產(chǎn)生裂紋的原因是：在熱震的過程中，裂紋多起源于陶瓷涂層內(nèi)微裂紋的尖端或孔隙處，由于陶瓷涂層內(nèi)微裂紋的尖端存在應力集中，裂紋易于形成。陶瓷涂層中大量平行或垂直于基體表面的裂紋形成后，隨著熱震次數(shù)的增加，裂紋逐漸擴展、連接。沿垂直于基體表面方向擴展的裂紋，擴展至表面，最終形成表面宏觀裂紋[18，19］。

圖8 涂層熱震后形貌圖 （a），（b），（c）TiB2－40Ni；（d），（e）TiB2－50NiFig.8 Morphologies of coatings after thermal shock （a），（b），（c）TiB2－40Ni；（d），（e）TiB2－50N

從圖8（c）和圖8（e）可以看到，兩種涂層在熱震后涂層的厚度基本沒有減少，涂層與基體界面處結合相當致密而完整，沒有明顯的間隙和裂紋，且涂層與金屬基體呈牢固的機械咬合，其主要原因為實驗所用的TiB2及Ni基合金的熱膨脹系數(shù)均與基體的熱膨脹系數(shù)接近，因此在熱震過程中，涂層中的應力應變集中能得到有效地緩解。同時通過分析發(fā)現(xiàn)，TiB2－40Ni涂層表層出現(xiàn)橫向裂紋，未發(fā)現(xiàn)貫穿于整個涂層的縱向裂紋，且相對于未熱震前涂層形貌，該涂層熱震后的孔隙率也有所增加，而TiB2－50Ni涂層在熱震后微觀組織仍致密均勻，在涂層的斷面處也未發(fā)現(xiàn)裂紋，這說明在這兩種涂層中，TiB2－50Ni涂層具有較佳的抗熱震性能。

2.5 黏結相含量對TiB2－Ni涂層耐熔融鋁硅腐蝕性能的影響

通過將不同黏結相含量的TiB2－Ni涂層及對比試樣未噴涂層的Q235鋼進行腐蝕時間為120h的熔融鋁硅合金腐蝕實驗，其腐蝕后形貌如圖9所示。從圖9（a）和9（c）中可以得出，腐蝕后涂層表面形貌相比于未腐蝕涂層試樣表面形貌（如圖5（b），5（d））相差不大，在腐蝕涂層的表面仍可觀察到部分熔化區(qū)和完全熔化區(qū)，并且兩種涂層表面均未觀察到微裂紋的產(chǎn)生現(xiàn)象；從圖9（b）和9（d）中可以看到，涂層試樣腐蝕后厚度基本無變化，涂層中未發(fā)現(xiàn)貫穿整個涂層的縱向裂紋，并且涂層與基體界面處結合致密而完整，無明顯的間隙和裂紋，基體沒有受到熔融鋁液的侵蝕，說明TiB2－40Ni和TiB2－50Ni涂層均具有良好的耐熔融鋁硅腐蝕性能，其中以TiB2－50Ni涂層耐腐蝕性最佳。這是因為：（1）兩種涂層均具有致密的微觀組織，孔隙率低，從而很好地將熔融鋁硅溶液與基體隔絕開，起到了良好的防蝕作用；（2）兩種涂層均具有特有的層狀結構，這種層狀結構能夠抑制裂紋的進一步擴展，堵住金屬熔體原子侵入涂層的快速通道，延緩了涂層的失效過程；（3）本實驗中的TiB2陶瓷相化學穩(wěn)定性好且具有良好的耐熔融金屬腐蝕性能，其與黏結相Ni形成的TiB2－Ni金屬陶瓷熱膨脹系數(shù)與基體的熱膨脹系數(shù)接近，因此在腐蝕實驗中具有良好的熱沖擊性能，涂層與基體之間不會出現(xiàn)間隙或裂紋以致涂層從基體上剝落的現(xiàn)象。圖9（e）為未噴涂涂層的Q235鋼試樣的斷面形貌，從圖中可以看到，在熔融鋁硅合金腐蝕經(jīng)過120h后，Q235鋼試樣的斷面處出現(xiàn)厚度較大的呈鋸齒狀的腐蝕擴散層，并在擴散層中出現(xiàn)了較多的凹坑，這些主要是由于熔融鋁液對試樣造成直接腐蝕的后果。

圖9 試樣腐蝕后形貌 （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni；（e）Q235鋼Fig.9 Morphologies of specimens after corrosion （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni；（e）Q235steel

圖10為TiB2－Ni涂層試樣與未噴涂涂層的Q235鋼試樣在熔融鋁硅合金中腐蝕后的XRD物相分析圖，從圖10（a）中可以得到，腐蝕后的涂層試樣的物相與未腐蝕前的物相基本相同，主要物相仍為TiB2和Ni兩相，這說明 TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層均未與熔融鋁液發(fā)生反應生成其他相；而從圖10（b）中可以看出，未噴涂涂層的Q235鋼試樣在進行120h腐蝕后，其表面主要物相為FeAl3，F(xiàn)e2Al5，F(xiàn)e2O3和Fe3O4相，結合Q235鋼試樣腐蝕后的斷面形貌圖分析可進一步得到熔融鋁液與Q235鋼中的Fe發(fā)生擴散反應生成了FeAl3及Fe2Al5，其中鐵的氧化物主要是由于試樣高溫取出時暴露在空氣中被氧化造成。因此綜合分析得到，TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層均具有較好的耐熔融鋁硅腐蝕作用。

圖10 試樣腐蝕后XRD圖譜 （a）TiB2－Ni；（b）Q235鋼Fig.10 XRD patterns of specimens after corrosion （a）TiB2－Ni；（b）Q235steel

3 結論

（1）采用超音速火焰噴涂方法在Q235基體上制備黏結相含量不同的TiB2－Ni涂層，涂層均具有致密的顯微組織，呈典型的疊層狀結構，其中TiB2－50Ni涂層顯微組織更為致密，孔隙率為0.12%。

（2）涂層中的主要物相與粉末相同，主要為TiB2和Ni兩相，其中TiB2－50Ni涂層在噴涂過程中被氧化程度低。

（3）隨著黏結相含量增加，涂層顯微硬度有所降低，其中 TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層的平均硬度值分別為（643.5±56.8）HV0.3與（597.9±36.1）HV0.3。

（4）TiB2－40Ni涂層在熱震后表面出現(xiàn)裂紋，而TiB2－50Ni涂層在熱震后微觀組織仍致密均勻，在涂層的斷面處也未發(fā)現(xiàn)裂紋，TiB2－50Ni涂層具有較佳的抗熱震性能。

（5）進行120h的熔融鋁硅腐蝕實驗后，Q235鋼斷面出現(xiàn)腐蝕擴散層，而經(jīng)過噴涂后的兩種涂層試樣能很好地防止熔融鋁液對基體的侵蝕，并且以TiB2－50Ni涂層耐熔融鋁硅腐蝕性能最佳。

[1]張寅平，胡漢平，孔祥東，等.相變儲能－理論和應用[M］.北京：中國科學技術大學出版社，1996.18－21.

[2]ITOH H，NAKA S，MATSUDAIRA T，etal.Preparation of TiB2sintered compacts by hot pressing[J］.Journal of Material Science，1990，25（1）：533－536.

[3]HOKE D A，MEYERS M A.Consolidation of combustion－synthesis titanium diboride material[J］.Journal American Ceramic Society，1995，78（2）：275－284.

[4]BERGER M.Thick physical vapor deposited TiB2coatings[J］.Surface Engineering，2002，18（3）：219－223.

[5]賈寶平.Ti基TiB2滲層材料在鋁電解惰性陰極方面的應用研究[D］.長沙：中南大學，2004.

[6]王寶龍，趙俊國，王文武.TiB2材料的特性及其在鋁工業(yè)中的應用[J］.輕金屬，2004，（5）：23－26.WANG Bao－long，ZHAO Jun－guo，WANG Wen－wu.The characteristic and application in aluminium industry of TiB2material[J］.Light Metals，2004，（5）：23－26.

[7]JONES M，HORLOCK A J，SHIPWAY P H，etal.A comparison of the abrasive wear behaviour of HVOF sprayed titanium carbide and titanium boride－based cermet coatings[J］.Wear，2001，251：1009－1016.

[8]BEHNAM L.Elevated temperature oxidation behavior of HVOF sprayed TiB2cermet coating[J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2010，20：243－247.

[9]黃春杰，李文亞，余敏，等.冷噴涂制備顆粒增強鈦基復合材料涂層研究[J］.材料工程，2013，（4）：1－5，11.HUANG Chun－jie，LI Wen－ya，YU Min，etal.Investigation on particles reinforced titanium matrix composite coating fabricated by cold spraying[J］.Journal of Materials Engineering，2013，（4）：1－5，11.

[10]趙文軫.超音速火焰噴涂—熱噴涂領域的最新技術[J］.材料保護，1997，30（12）：19－21.ZHAO Wen－zhen.HVOF—the new technology of thermal spraying[J］.Materials Protection，1997，30（12）：19－21.

[11]朱心昆，林秋實，陳鐵力，等.機械合金化的研究及進展[J］.粉末冶金技術，1999，17（4）：291－296.ZHU Xin－kun，LIN Qiu－shi，CHEN Tie－li，etal.Research and progress in mechanical alloying[J］.Powder Metalluray Technology，1999，17（4）：291－296.

[12]簡中華，馬壯，曹素紅，等.超音速火焰噴涂 WC－Co與 NiCr－Cr2C3涂層磨損性能研究[J］.材料工程，2007，（4）：21－24.JIAN Zhong－h(huán)ua，MA Zhuang，CAO Su－h(huán)ong，etal.Study on wear resistance of WC－Co and NiCr－Cr2C3coatings sprayed by HVOF[J］.Journal of Materials Engineering，2007，（4）：21－24.

[13]崔永靜，王長亮，湯智慧，等.超音速火焰噴涂 WC－17Co涂層微觀結構與性能研究[J］.材料工程，2011，（11）：85－88，96.CUI Yong－jing，WANG Chang－liang，TANG Zhi－h(huán)ui，etal.Microstructure and performance of WC－17Co coatings fabricated by high velocity oxy－fuel spraying[J］.Journal of Materials Engineering，2011，（11）：85－88，96.

[14]DOLATABADI A，MOSTAGHIMI J，PERSHIN V.Effect of a cylindrical shroud on particle conditions in high velocity oxy－fuel（HVOF）spray process[J］.Journal of Materials Processing Technology，2003，137（1－3）：214－224.

[15]李方坡，王引真，孫永興，等.反應超音速火焰噴涂TiC－TiB2－Ni涂層的組織性能[J］.中國石油大學學報，2009，33（1）：99－102.LI Fang－bo，WANG Yin－zhen，SUN Yong－xing，etal.Microstructured and property of reactive high velocity oxygen fuel spraying TiC－TiB2－Ni coatings[J］.Journal of China University of Petroleum，2009，33（1）：99－102.

[16]吳姚莎.超音速火焰噴涂納米Ni60－TiB2復合涂層及其耐磨耐蝕性能研究[D］.廣州：華南理工大學，2011.

[17]王赫瑩.熱鍍鋅鍋內(nèi)壁陶瓷涂層制備及其耐鋅蝕機理的研究[D］.沈陽：沈陽工業(yè)大學，2007.

[18]MILLRE R A，LOWELL C E.Failure mechanisms of thermal barrier coatings exposed to elevated temperature[J］.Thin Solid Films，1982，95（3）：265－273.

[19]郭洪波.EB－PVD梯度熱障涂層的熱循環(huán)失效機制[J］.金屬學報，2001，37（2）：151－155.GUO Hong－bo.Failure mechanism of gradient thermal barrier coating subjected to thermal cycling[J］.Acta Metallurgica Sinica，2001，37（2）：151－155.