張曼莉，邱長(zhǎng)軍，蔣艷林，鄭文權(quán)，夏 琰

(南華大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，湖南 衡陽(yáng) 421001)

核能是解決當(dāng)前能源危機(jī)的主要途徑之一，具有清潔、反應(yīng)可控、經(jīng)濟(jì)以及燃料儲(chǔ)量豐富的特點(diǎn)，但同時(shí)也面臨核廢料，特別是乏燃料和高放廢物等處理難題。加速器驅(qū)動(dòng)次臨界系統(tǒng)(Accelerator Driven Sub-Critical System，ADS)是目前國(guó)際上公認(rèn)的最理想的核廢料嬗變器或焚燒爐，但是ADS系統(tǒng)內(nèi)部極端惡劣的環(huán)境(高溫、高溫度梯度、強(qiáng)輻照、液態(tài)金屬腐蝕等)會(huì)導(dǎo)致材料的結(jié)構(gòu)以及力學(xué)性能發(fā)生惡劣的變化，嚴(yán)重地影響反應(yīng)堆在運(yùn)行過(guò)程中的安全性與服役壽命[1-2]。因此，通過(guò)研發(fā)設(shè)計(jì)制備具有優(yōu)良性能的新型材料或者采取適當(dāng)?shù)谋砻娓男约夹g(shù)在ADS系統(tǒng)主要候選金屬材料表面制備一層具有較高力學(xué)性能、耐高溫、耐腐蝕和抗輻照損傷的涂層，已成為當(dāng)前迫切需要解決的問(wèn)題，同時(shí)這對(duì)于提高核能系統(tǒng)的可靠性、安全性以及服役壽命具有非常重要的工程實(shí)際意義[3-4]。

研究表明[5-7]，火焰噴涂涂層具有典型的層狀結(jié)構(gòu)，涂層中裂紋較多，涂層孔隙度較高，耐磨性、耐蝕性和抗氧化性能得不到保證，涂層與基材之間為機(jī)械結(jié)合，界面結(jié)合強(qiáng)度低，抗沖擊性能差等的存在尚未適應(yīng)核反應(yīng)堆中的極端工況環(huán)境，限制了火焰噴涂技術(shù)的應(yīng)用范圍與涂層材料的使用范圍。而采用高能量密度激光束對(duì)火焰噴涂涂層進(jìn)行快速掃描，通過(guò)瞬態(tài)熔池的原位合成反應(yīng)為這一難題的解決提供了思路[8-10]，激光原位反應(yīng)技術(shù)是將激光熔覆與原位合成技術(shù)相結(jié)合的一種制備復(fù)合材料的新技術(shù)，即利用激光熔覆方法，在一定的氣氛(如氧氣、氮?dú)獾?環(huán)境內(nèi)，材料內(nèi)部與表面共同反應(yīng)的作用下，原位合成陶瓷涂層；該工藝制備的原位生成層具有致密度高、晶粒結(jié)構(gòu)細(xì)小、孔隙度小、結(jié)合強(qiáng)度高、抗高溫氧化性能強(qiáng)、耐磨性能好等優(yōu)點(diǎn)[11]。

為此，本工作采用具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的復(fù)合粉末配制裝置配置CrFeAlTi復(fù)合粉末，通過(guò)火焰噴涂-激光原位反應(yīng)復(fù)合工藝在中國(guó)低活化馬氏體(China Low Activation Martensitic, CLAM)鋼表面制備出Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層，分析了涂層的形貌、微觀組織結(jié)構(gòu)以及物相組成，測(cè)試了涂層的顯微硬度、耐磨性能以及耐靜態(tài)鉛鉍腐蝕性能，旨在為提高ADS系統(tǒng)候選結(jié)構(gòu)材料表面性能提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

選用中國(guó)科學(xué)院等離子體物理研究所FDS團(tuán)隊(duì)自主設(shè)計(jì)研發(fā)的中國(guó)低活化馬氏體鋼為基體材料，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%,下同)為：Cr 8.91，W 1.44，V 0.20，Ta 0.15，Mn 0.39，C 0.12，F(xiàn)e為余量。試樣尺寸為70mm×30mm×13mm，基體試樣表面經(jīng)除油、打磨與噴砂(使得基體表面達(dá)到符合技術(shù)要求的粗糙度，增加熔融粒子與基體表面之間的機(jī)械嵌合力，提高涂層與基體之間的結(jié)合力[12])等預(yù)處理后備用。

選用湖南省冶金材料研究所星源粉末冶金公司生產(chǎn)的鉻鐵粉(Cr≥60.0%，C 7.0%～8.5%，F(xiàn)e為余量)、鋁鐵粉(Al 48.0%～51.0%，F(xiàn)e為余量)和鈦粉(Ti≥99.0%)為原料，采用優(yōu)化的粉末成分配比[13]，按照鉻鐵粉40%，鋁鐵粉40%，鈦粉20%的比例機(jī)械混合，然后在混合粉末中加入適量的純凈水和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%的碳?xì)浠衔?，并依次通過(guò)加熱攪拌、烘干破碎和過(guò)篩的方法，制得粒度為-150～300目的CrFeAlTi復(fù)合粉末。

1.2 涂層的制備與測(cè)試

首先利用CP-3000多功能火焰噴涂系統(tǒng)在基體CLAM鋼表面噴涂一層厚度約為200～300μm的CrFeAlTi涂層。優(yōu)化的火焰噴涂工藝參數(shù)為：氧氣壓力：0.5MPa，空氣壓力：0.36MPa，乙炔壓力：0.05MPa，噴涂距離：150～200mm。隨后采用5kW橫流CO2激光器系統(tǒng)對(duì)火焰噴涂涂層表面進(jìn)行多道搭接快速掃描，通過(guò)瞬態(tài)熔池的激光原位反應(yīng)在其表面形成一層厚度約為80～100μm的Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層。通過(guò)前期的實(shí)驗(yàn)，得到相對(duì)優(yōu)化的激光掃描工藝參數(shù)為：激光功率P為1.4kW，掃描速率v為6mm/s，光斑直徑D為4mm，搭接率為33%，離焦量為20mm。

采用線切割的方法根據(jù)測(cè)試要求把試樣切割成符合測(cè)試尺寸的小塊體試樣。將切割好的試樣用丙酮和無(wú)水乙醇進(jìn)行表面去油污清洗，然后經(jīng)過(guò)打磨拋光后制成金相試樣，用王水(濃鹽酸與濃硝酸按照體積比3∶1進(jìn)行配比混合)進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為3～4s。采用掃描電子顯微鏡(TESCAN MIRA3 LMU)及能譜分析儀(Oxford X-Max20)對(duì)Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層的形貌和成分進(jìn)行表征。采用透射電子顯微鏡(JEM-2010)對(duì)涂層進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)觀察。采用X射線衍射儀(D/MAX-2550，CuKα)進(jìn)行涂層的物相成分分析。采用數(shù)字型維氏硬度計(jì)(HXB-1000B)依次從涂層表面向基體試樣橫截面方向測(cè)試涂層的顯微硬度，所用載荷砝碼：100g，加載時(shí)間：15s，每一區(qū)域測(cè)試10個(gè)點(diǎn)，并取其算術(shù)平均值作為實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

在MMW-1立式萬(wàn)能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行干滑動(dòng)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)。對(duì)磨方式：銷盤(pán)對(duì)磨，上試樣尺寸：φ4.7mm×12.7mm，下試樣為淬火45#鋼(平均硬度為54.4HRC)環(huán)形圓塊。摩擦磨損實(shí)驗(yàn)參數(shù)：載荷為30N，轉(zhuǎn)速為60r/min，時(shí)間為60min。采用精度為0.1mg的電子天平稱量試樣摩擦前后的質(zhì)量，計(jì)算磨損量Δm。

采用自制的靜態(tài)鉛鉍腐蝕實(shí)驗(yàn)裝置(圖1)進(jìn)行Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層在550℃液態(tài)鉛鉍中不同腐蝕時(shí)間(100，200，300，400h和500h)的腐蝕實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)過(guò)程中采用氬氣作為保護(hù)氣體，氣體流量：22mm3/min，目的是防止液態(tài)鉛鉍溶液在加熱過(guò)程中發(fā)生氧化，影響實(shí)驗(yàn)效果。最后采用掃描電子顯微鏡(SEM)及其自帶的能譜系統(tǒng)(EDS)等微觀表征手段觀察、分析試樣腐蝕后截面形貌、元素成分及相對(duì)含量。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 復(fù)合陶瓷涂層表面形貌

圖1 靜態(tài)鉛鉍腐蝕實(shí)驗(yàn)裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of static liquid PbBi corrosion test apparatus

從圖2(a)可以明顯看出，涂層表面整體連續(xù)平整光滑，基本沒(méi)有凹坑、裂紋和孔隙等缺陷。在高能量密度激光束作用下，由于火焰噴涂加熱的不均勻性而導(dǎo)致火焰噴涂涂層中部分沒(méi)有充分熔化的CrFeAlTi金屬顆粒再次受熱熔化，而充分熔化后的顆粒在涂層還沒(méi)有完全冷卻之前就在涂層表面得到充分鋪展[14]，最終使得激光掃描后的涂層表面變得平整。分析涂層試樣表面的EDS圖譜(圖2(b))可知：涂層表面主要由Al，Ti，Cr，F(xiàn)e和O等組成，其物相有可能是Al，Ti等的氧化物，金屬間化合物等。

圖2 Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層試樣表面形貌(a)與EDS能譜分析結(jié)果(b)Fig.2 SEM morphologies(a) and EDS result(b) of the Al2O3-TiO2 composite ceramic coating surface

2.2 復(fù)合陶瓷涂層截面形貌

Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層試樣橫截面形貌如圖3所示。圖3(a)是試樣沿垂直于激光掃描方向的截面整體宏觀形貌。從圖中可以看出，激光作用區(qū)由表及里依次為復(fù)合涂層區(qū)(Composite Coating Zone)、涂層/基材界面結(jié)合區(qū)(Bonding Zone)、熱影響區(qū)(Heat Affected Zone)以及基體區(qū)(Substrate Zone)。涂層厚度均勻，涂層的底部也就是涂層與基體的界面處有明顯的激光熔池的“半月牙”形貌，并且在多道搭接掃描下呈漣漪狀。這主要是因?yàn)榧す馊鄢乇砻嫜貜较蚍较虼嬖跍囟忍荻?，也就是熔池中心處的溫度高于邊緣區(qū)域，在一定的溫度場(chǎng)下，熔池中心處的表面張力較小，熔池邊緣處的表面張力較大，這一梯度造成了熔池表面附近的材料由中心向邊緣的流動(dòng)，同時(shí)剪切力促使邊緣處的材料沿固液線流動(dòng)，熔流在熔池的底部中心相遇后上升到表面，最終在涂層橫截面上呈現(xiàn)了“半月牙”形貌。

從圖3(b)～3(d)可以看出，激光原位合成的涂層組織致密，沒(méi)有明顯的孔洞、開(kāi)裂等宏觀缺陷。涂層區(qū)上部顯微組織形態(tài)為紊亂無(wú)序的胞狀晶和平行排列的柱狀晶，柱狀晶的主軸垂直于掃描方向生長(zhǎng)，同時(shí)發(fā)現(xiàn)，柱狀晶的兩側(cè)形成二次軸，呈樹(shù)枝晶形態(tài)(圖3(c))；涂層中部組織為胞狀晶(圖3(d))。這是由于激光表面處理過(guò)程是一個(gè)快熱快冷的凝固成形過(guò)程。根據(jù)快速凝固理論得知，凝固組織生長(zhǎng)形態(tài)主要由界面穩(wěn)定因子G/R決定(G為結(jié)晶方向上的溫度梯度，R為晶體長(zhǎng)大速率)。隨著凝固結(jié)晶過(guò)程的進(jìn)行，固液界面逐步向熔池中部推進(jìn)，溫度梯度G逐漸減小，R逐漸變大，這樣使界面穩(wěn)定因子G/R值減小，使得固液界面生長(zhǎng)的平面狀晶體銳化成一些凸起的部分，在結(jié)晶前沿生成的凸起部分進(jìn)入過(guò)冷的液態(tài)金屬中，并在液態(tài)金屬中穩(wěn)定生長(zhǎng)，形似胞狀結(jié)構(gòu)，成為胞狀晶。當(dāng)固液界面繼續(xù)向熔池表面推進(jìn)時(shí)，隨著胞狀晶生長(zhǎng)的前沿，界面前沿溶質(zhì)來(lái)不及擴(kuò)散，液相溶質(zhì)富集程度增加，導(dǎo)致界面前沿的成分過(guò)冷程度增加，使得界面上的凸起部分繼續(xù)伸向過(guò)冷液相中生長(zhǎng)，同時(shí)在橫向方向產(chǎn)生分枝，形成二次橫枝，轉(zhuǎn)變成為柱狀樹(shù)枝晶。從圖3(d)中可以看出涂層與基體過(guò)渡平滑，沒(méi)有明顯的分界面，兩者之間形成了良好的冶金結(jié)合，從而保證了涂層與基體之間足夠的結(jié)合強(qiáng)度。

我們有關(guān)舊金山灣地區(qū)最早的歷史地震知識(shí)來(lái)自西班牙教堂的記載，可以追溯到1776年在舊金山修建的多洛雷斯教堂。神父?jìng)儓?bào)道了地震破壞了他們的教堂，但這種紀(jì)錄隨著1830年代開(kāi)始的世俗化而變得稀少。而在淘金熱之后，該地區(qū)的許多報(bào)紙又提供了出色的報(bào)道。

圖3 Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層試樣截面組織形貌(SEM)(a)涂層截面整體形貌；(b)涂層區(qū)上部；(c)涂層區(qū)中部；(d)涂層底部與基體結(jié)合界面Fig.3 Cross-sectional morphologies of the Al2O3-TiO2 composite coating (a)overall cross-section morphology of the coating；(b)microstructure morphology of top coating zone;(c)microstructure morphology of middle coating zone;(d)microstructure morphology of bonding interface between bottom coating and substrate

對(duì)圖3(b)中的黑色組織和灰白色組織進(jìn)行能譜分析。從圖4中可以看出，A區(qū)域Al元素與O元素的含量明顯偏高，結(jié)合后面XRD的分析結(jié)果，并通過(guò)對(duì)原子比進(jìn)行計(jì)算分析，可知圖中的黑色區(qū)域?yàn)锳l2O3陶瓷相；B區(qū)域Ti元素與O元素的含量均較高，分析該區(qū)域?yàn)楦籘iO2區(qū)。

2.3 復(fù)合陶瓷涂層內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)

從圖5中可以看出，涂層內(nèi)部具有很明顯的完全結(jié)晶區(qū)A和非結(jié)晶區(qū)B。從圖5(b)中A區(qū)域的高分辨可以看出，該區(qū)域結(jié)晶度較高，同時(shí)從完全結(jié)晶區(qū)的衍射花樣也可以得出，衍射斑的斑點(diǎn)按一定的規(guī)則排列，即晶體表現(xiàn)出良好的結(jié)晶性，該區(qū)域結(jié)晶度較高，并且具有斜方晶系結(jié)構(gòu)。B區(qū)域的結(jié)晶度較低，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)具有晶體特征的晶格條紋(圖5(c))，并且該區(qū)域的衍射花樣中的衍射斑點(diǎn)排列不規(guī)則，沒(méi)有特定的特征圖譜，說(shuō)明該區(qū)域的結(jié)晶度不高，且物相組成成分較多。此外，從圖5(d)中觀察到了具有鋸齒形的界面，其具有明顯的不完全結(jié)晶的過(guò)渡區(qū)。

圖5 Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層TEM圖(a)涂層區(qū)高分辨TEM圖;(b)，(c)，(d)分別為A區(qū)域、B區(qū)域和C區(qū)域的高分辨TEM圖Fig.5 TEM images of Al2O3-TiO2 composite ceramic coating(a)high-magnification TEM micrograph of composite ceramic coating(b),(c),(d)HRTEM micrographs of A region, B region and C region ,respectively

2.4 復(fù)合陶瓷涂層物相組成分析

表1 標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能對(duì)照表(T=1800K左右)Table 1 Correlation table of standard Gibbs free energy (T=1800K)

圖6 復(fù)合陶瓷涂層的XRD圖譜Fig.6 X-ray diffraction pattern of the composite ceramic coating

圖7 Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層截面顯微硬度曲線Fig.7 Cross section micro-hardness distribution of theAl2O3-TiO2 composite ceramic coating

2.5 復(fù)合陶瓷涂層顯微硬度分析

從圖7中可以看出，Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層沿橫截面方向的顯微硬度曲線大致呈階梯狀分布，分別對(duì)應(yīng)復(fù)合涂層區(qū)(0～100μm)、界面結(jié)合區(qū)、基體熱影響區(qū)(100～1100μm)和未受影響的基體區(qū)(1100～1500μm)。其中復(fù)合陶瓷涂層區(qū)的顯微硬度值最高，熱影響區(qū)次之，基體的硬度最低。從圖中也可以看到，在復(fù)合陶瓷涂層區(qū)，其最高的硬度值不是位于涂層的表面區(qū)，而是在距離涂層表面一定距離的亞表層(測(cè)量得到該層的顯微硬度最高可達(dá)2314.9HV0.2左右，平均顯微硬度為1985.1HV0.2)。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是：由于該區(qū)域的冷卻速度較高，晶粒尺寸相對(duì)細(xì)小。由凝固理論可知，隨著距復(fù)合陶瓷涂層表面距離的增加，溫度梯度增大，凝固速率降低，晶粒的尺寸逐漸變粗，導(dǎo)致涂層的顯微硬度也隨之降低，并且在涂層與基體的界面結(jié)合區(qū)達(dá)到了最低值。經(jīng)火焰噴涂-激光原位反應(yīng)復(fù)合工藝制備的復(fù)合陶瓷涂層的平均顯微硬度達(dá)1864.2HV0.2，約是基體CLAM鋼(平均顯微硬度為457.49HV0.2)的4倍。這主要是因?yàn)樵诟吣芰棵芏燃す馐饔孟拢缓铣傻难趸锏忍沾上嗑鶆蚍植?，而且Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層中的氧化物陶瓷相的含量相對(duì)較高，即氧化物陶瓷相所占的比例較大，所以它們的存在可以顯著地提高涂層的硬度，同時(shí)也造成涂層具有較好的耐磨性能。

熱影響區(qū)的顯微硬度比原始材料的有所提高，這主要是由于在激光原位反應(yīng)過(guò)程中熱影響區(qū)的基體CLAM鋼受到了高能量激光束的快速加熱，之后又快速冷卻，相當(dāng)于進(jìn)行了淬火處理，同時(shí)又由于這一區(qū)域的基材受熱發(fā)生相變，所以顯微硬度較原始基體有所提高。另外，從復(fù)合陶瓷涂層到基體的顯微硬度過(guò)渡平穩(wěn)，沒(méi)有發(fā)生明顯的突變，有利于涂層在服役過(guò)程中與基體形成牢固地結(jié)合。

2.6 復(fù)合陶瓷涂層摩擦磨損性能分析

由圖8可以看出，在干滑動(dòng)摩擦作用下，Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層的磨損量明顯低于基體CLAM鋼的磨損量，其磨損量約為基體CLAM鋼磨損量的1/6。這是由于Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層組織細(xì)小、致密且具有較高的硬度，根據(jù)經(jīng)典阿查德磨損定理可知，材料的硬度越大，越有利于提高材料的耐磨性能。

圖8 基體CLAM鋼與Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層的磨損量Fig.8 Wear mass loss of CLAM steel substrate and Al2O3-TiO2 composite ceramic coating

基體CLAM鋼和Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層的摩擦表面形貌分別見(jiàn)圖9(a)和圖9(b)?？梢钥闯?，基體CLAM鋼磨損后表面明顯存在著方向與淬火45#鋼對(duì)磨件線速度方向一致的不同寬度和深度的犁溝劃痕，這主要是因?yàn)樵谀Σ聊p過(guò)程中，硬度較低的基體CLAM鋼發(fā)生了塑性變形，這與摩擦過(guò)程中磨粒磨損微切削機(jī)理導(dǎo)致的磨損形貌結(jié)果一致。Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層試樣經(jīng)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后，表面存在局部的剝落凹坑，且出現(xiàn)了輕微的犁溝劃痕。這主要是由于在摩擦磨損過(guò)程中，處于相對(duì)滑動(dòng)狀態(tài)的兩摩擦副表面在外加循環(huán)壓應(yīng)力、切應(yīng)力的反復(fù)作用下相互擠壓。由于摩擦表面的微觀不平，造成表面微突體之間發(fā)生互嵌，從而引起微凸體的變形，進(jìn)而導(dǎo)致復(fù)合陶瓷涂層剝落并產(chǎn)生磨屑。一方面,部分剝落的陶瓷相成為摩擦副之間的磨粒，在復(fù)合涂層摩擦表面產(chǎn)生輕微的切削犁溝特征；另一方面，被研磨成更細(xì)小的顆粒滲入涂層表面，從而改善磨損條件。

2.7 復(fù)合陶瓷涂層耐液態(tài)鉛鉍腐蝕性能分析

圖9 基體(a)與Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層(b)的磨損形貌Fig.9 Abrasive morphologies of the substrate (a) and Al2O3-TiO2 composite ceramic coating(b)

圖10是基體CLAM鋼和Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層試樣在550℃液態(tài)鉛鉍合金中經(jīng)過(guò)500h腐蝕實(shí)驗(yàn)后的橫截面形貌?？梢钥闯觯wCLAM鋼內(nèi)部存在明顯的腐蝕區(qū)域，而涂層試樣腐蝕區(qū)域不明顯。圖10中各標(biāo)記點(diǎn)的Pb,Bi合金元素含量如表2所示，分析表明Pb元素對(duì)試樣的腐蝕影響比較明顯。圖11為基體CLAM鋼和涂層在550℃的液態(tài)鉛鉍中不同腐蝕時(shí)間的Pb元素?cái)U(kuò)散深度曲線。從圖中可以看出，Pb元素在基體CLAM鋼中的擴(kuò)散深度隨著腐蝕時(shí)間的增長(zhǎng)而加深，腐蝕時(shí)間達(dá)到500h時(shí)，液態(tài)鉛鉍合金對(duì)CLAM鋼的侵蝕已經(jīng)達(dá)到了30μm左右。而Pb元素對(duì)涂層的侵蝕僅為0.77μm。這說(shuō)明涂層對(duì)Pb，Bi元素?cái)U(kuò)散有明顯的阻礙作用，可以阻止液態(tài)重金屬對(duì)基材的侵蝕，對(duì)基材起到很好的保護(hù)作用。涂層試樣受到液態(tài)鉛鉍合金的腐蝕較輕，這主要是因?yàn)榧す庠缓铣傻慕M織結(jié)構(gòu)致密且具有疏水性能，其對(duì)液態(tài)重金屬也有一樣的疏水特性，可以有效地防止材料受到液態(tài)介質(zhì)的腐蝕。

表2 圖10中各標(biāo)記區(qū)域Pb，Bi元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Contents of Pb and Bi of marked area in fig.10(mass fraction/%)

圖11 樣品中Pb元素隨腐蝕時(shí)間的擴(kuò)散深度Fig.11 Diffusion depth of Pb in the samples with different corrosion time

3 結(jié)論

(1)利用火焰噴涂-激光原位反應(yīng)復(fù)合工藝在CLAM鋼表面制備了Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層。涂層表面整體連續(xù)光滑平整，無(wú)裂紋、氣孔等缺陷，且涂層與基體之間呈良好的冶金結(jié)合態(tài)。涂層內(nèi)部存在完全結(jié)晶區(qū)和非結(jié)晶區(qū)，且界面明顯。

(2)復(fù)合陶瓷涂層表面物相組成為Al2O3，TiO2，(Al.948Cr.052)2O3，F(xiàn)e2TiO5及FeCr等；涂層的顯微硬度值較基體有顯著的提高，其平均硬度約為1864.2HV0.2，比基體CLAM鋼(457.49HV0.2)提高了約3倍，且涂層顯微硬度值從涂層表面到基體呈平穩(wěn)過(guò)渡的階梯狀分布。

(3)在相同的干滑動(dòng)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)條件下，Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層表現(xiàn)出良好的耐磨性能，其磨損量?jī)H為基體CLAM鋼的1/6。

(4)靜態(tài)鉛鉍腐蝕實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：與基體CLAM鋼相比，激光原位合成的Al2O3-TiO2復(fù)合陶瓷涂層具有良好的耐液態(tài)鉛鉍腐蝕性能。

[1] 詹文龍，徐瑚珊．未來(lái)先進(jìn)核裂變能—ADS嬗變系統(tǒng)[J]．中國(guó)科學(xué)院院刊，2012，27(3)：375-381．

ZHAN W L，XU H S．Advanced fission energy program-ADS transmutation system[J]．Bulletin of Chinese Academy of Sciences，2012，27(3):375-381．

[2] 趙志祥，夏海鴻，史永謙，等．加速器驅(qū)動(dòng)次臨界嬗變系統(tǒng)(ADS)研究進(jìn)展[J]．中國(guó)核科學(xué)技術(shù)進(jìn)展報(bào)告，2009，1：1-8．

ZHAO Z X，XIA H H，SHI Y Q， et al．Research progress for accelerator driven sub-critical transmutation system(ADS)[J]．Progress Report on China Nuclear Science and Technology，2009，1：1-8．

[3] KURATA Y J，YOKOTA H，SUZUKI T．Development of aluminum-alloy coating on type 316SS for nuclear systems using liquid lead-bismuth[J]．Journal of Nuclear Materials，2012，424：237-246．

[4] SERRE I P，DIOP I，DAVID N，et al．Mechanical behavior of coated T91 steel in contact with lead-bismuth liquid alloy at 300℃[J]．Surface and Coatings Technology，2011，205：4521-4527．

[5] 栗卓新，祝弘濱，李輝，等．熱噴涂金屬陶瓷復(fù)合涂層研究進(jìn)展[J]．材料工程，2012，(5)：93-98.

LI Z X，ZHU H B，LI H，et al．Progress of thermal spray cermet coatings[J]．Journal of Materials Engineering，2012，(5)：93-98．

[6] 王東生，田宗軍，陳志勇，等．TiAl合金表面激光重熔等離子噴涂MCrAlY涂層研究[J]．材料工程，2009，(7)：72-78．

WANG D S，TIAN Z J，CHEN Z Y，et al．Study on laser remelting MCrAlY coatings prepared by plasma spraying on TiAl alloy surface[J]．Journal of Materials Engineering，2009，(7)：72-78．

[7] 祝弘濱，李輝，栗卓新．熱噴涂TiB2-Ni復(fù)合涂層組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能[J]．焊接學(xué)報(bào)，2014，35(11)：43-47．

ZHU H B，LI H，LI Z X．Microstructure and mechanical properties of TiB2-Ni composite coating[J]．Transactions of the China Welding Institution，2014，35(11)：43-47．

[8] 林英華，雷永平，符寒光，等．激光原位制備硼化鈦與鎳鈦合金增強(qiáng)鈦基復(fù)合涂層[J]．金屬學(xué)報(bào)，2014，50(12)：1513-1519．

LIN Y H，LEI Y P，F(xiàn)U H G，et al．Laserinsitusynthesized titanium diboride and nitinol reinforce titanium matrix composite coatings[J]．Acta Metallurgica Sinica，2014，50(12)：1513-1519．

[9] 張曉偉，劉洪喜，蔣業(yè)華，等．激光原位合成TiN/Ti3Al基復(fù)合涂層[J]．金屬學(xué)報(bào)，2011，47(8)：1086-1093．

ZHANG X W，LIU H X，JIANG Y H，et al．Laserinsitusynthesized TiN/Ti3Al composite coatings[J]．Acta Metallurgica Sinica，2011，47(8)：1086-1093．

[10] SHRAVANA K，NANA A，SOUNDARAPANDIAN S，et al．Laserin-situsynthesis of TiB2-Al composite coating for improved wear performance[J]．Surface and Coatings Technology，2013，236：200-206．

[11] 高雪松．基于激光熔覆技術(shù)制備高結(jié)合強(qiáng)度陶瓷涂層的基礎(chǔ)研究[D]．南京：南京航空航天大學(xué)，2010．

GAO X S．The basic research on high bonding strength of ceramic coatings fabricated by laser cladding[D]．Nanjing：Nanjing University of Aeronautics and Astronautics，2010．

[12] 張來(lái)啟，張少杰，曾紅杰，等．噴砂預(yù)處理對(duì)HVOF噴涂TiAl-Nb/NiCrAl涂層結(jié)合強(qiáng)度的影響[J]．材料熱處理學(xué)報(bào)，2011，32(12)：105-109．

ZHANG L Q，ZHANG S J，ZENG H J，et al．Effect of grit blasting pre-treatment on bond strength of TiAl-Nb/NiCrAl coatings sprayed by high velocity oxyfuel[J]．Transactions of Materials and Heat Treatment，2011，32(12)：105-109．

[13] 張曼莉，鄭文權(quán)，邱長(zhǎng)軍，等．激光原位制備Cr-Fe-Al-Ti復(fù)合涂層[J]．金屬熱處理，2015，40(3)：19-22．

ZHANG M L，ZHENG W Q，QIU C J， et al．Laserinsitusynthesized Cr-Fe-Al-Ti composite coating[J]．Heat Treatment of Metals，2015，40(3)：19-22．

[14] 錢(qián)建剛，張家祥，李淑青，等．鎂合金表面等離子噴涂Al涂層及激光重熔研究[J]．稀有金屬材料與工程，2012，41(2)：360-363．

QIAN J G，ZHANG J X，LI S Q，et al．Study of plasma-sprayed Al coating on Mg alloy and laser-remelting[J]．Rare Metal Materials and Engineering，2012，41(2)：360-363．

[15] 王淑蘭．物理化學(xué)[M]．北京：冶金工業(yè)出版社，2007：274-278．

WANG S L．Physical chemistry[M]．Beijing：Metallurgical Industry Press，2007：274-278．