0 引言

隨著我國經濟的高速發展以及城市化腳步的加快,多個城市出現生活垃圾圍城現象,農村農作物秸稈生物質垃圾的傳統燃燒處理方法也對空氣質量造成嚴重威脅,垃圾處理與民生息息相關。垃圾焚燒發電逐漸成為最主要的固廢垃圾處理方式,截止2019 第1 季度,全國在運行的生活垃圾焚燒廠數量已突破400 座,預計2020 年底將共有約600 座處于運行狀態[1]。與常規化石燃料相比,農作物秸稈等生物質垃圾成分復雜,其中的Cl、S、堿金屬等成分在燃燒過程中以不同形態存在,一部分轉化為煙氣中的HCl和Cl2,一部分和堿金屬元素結合形成腐蝕積灰黏附于過熱器外管壁,氣態氯腐蝕與煙氣中的SO2 形成硫氯協同氣體腐蝕,并與低熔點的堿金屬積灰耦合腐蝕[2-3],導致垃圾焚燒電站受熱平面的耐熱鋼壽命顯著縮短,運行成本顯著提高。根據調研,未防護的垃圾焚燒鍋爐受熱面管道服役不到20 個月就會發生嚴重腐蝕,甚至不得不換管,導致巨大的經濟損失[1-3]。

研究表明[4],通過堆焊或者熔覆技術在鍋爐受熱面管道表面制備高耐腐蝕性能的鎳基合金層可顯著降低生物質垃圾焚燒鍋爐受熱面耐熱鋼部件的腐蝕速率,降低安全事故發生的概率。腐蝕機理分析結果表明[4-5],對于鐵基合金管道, 高溫條件下堿金屬氯化物與鐵反應時會產生低粘度的液態甚至是氣態的氯化鐵,腐蝕產物會迅速流失,導致新鮮金屬表面再次暴露,腐蝕速率極快。而Ni和Cr等元素的氯化物熔點均高于1000℃,在服役條件下為固態,且氯化物進一步與氧氣反應生成的Cr2O3 與鎳鉻尖晶石氧化物結構致密,因此表現出比鐵基合金更好的耐高溫氯化物腐蝕性能。堆焊與熔覆的鎳基合金防腐層具有涂層與基材為冶金結合且耐腐蝕性能優異等優點,然而堆焊與熔覆技術多用于新品,具有不能在電廠進行現場施工、涂層制備效率較低、高的熱輸入導致耐熱鋼顯微組織退化和管排整體發生變形等諸多問題,不能滿足在役垃圾焚燒鍋爐受熱面耐熱鋼部件對耐腐蝕涂層的需求。熱噴涂技術具有涂層制備效率高、可現場施工等優點,但是電弧噴涂、常規火焰噴涂等廣泛用于煤電機組的熱噴涂由于存在孔隙率高、內粒子層間結合較差等問題,被證實在生物質燃燒鍋爐受熱面腐蝕防護方面并不能起到長期有效的防護作用[6-9]?？諝獬羲倩鹧鎳娡? High velocity air fuel, HVAF) 技術將常規超音速火焰噴涂(High velocity oxyger-fuel, HVOF) 用于助燃的氧氣換為空氣,進一步降低了火焰溫度,并通過提高氣體流量使得顆粒速度顯著提高,使得HVAF制備的金屬涂層比常規HVOF涂層氧化程度更低,涂層制備效率更高[10]。因此文中以在生物質燃燒發電鍋爐受熱面腐蝕防護得到驗證的Inconel625 鎳基合金為涂層材料, 采用HVAF在廣泛應用于生物質焚燒發電受熱面的TP347 耐熱鋼管材表面制備了Inconel625 合金涂層,重點研究了所制備的涂層在模擬生物質發電鍋爐受熱面服役環境下TP347H耐熱鋼的耐腐蝕性能,以期為在役生物質發電鍋爐受熱面的熱腐蝕防護提供策略與方法。

1 試驗

1.1 涂層制備

以氣霧化球形Inconel粉末為噴涂粉末(AMPERIT380, HC Starck Gmbh, Germany),粒度15~45 mm,化學成分(質量分數)為:63.1%Ni、22.4%Cr、9.1%Mo、 3.8%Nb、 1.5%Fe。以外徑為 Φ54 mm, 壁厚為10 mm的TP347H耐熱鋼(1Cr19Ni11Nb)管材作為基材,噴涂前以1.18 mm(16 目)的白剛玉砂在壓縮空氣壓力為0.8 MPa的條件下進行噴砂表面粗化處理。采用M3 TM 型HVAF噴涂系統(UniqueCoat, Oilville, VA, USA) 在優化的參數下制備涂層,具體工藝參數如表1 所示。為防止基材過熱,采用壓縮空氣對基材進行冷卻,最終涂層厚度約為1 mm。

表1 Inconel625 涂層的噴涂參數

1.2 高溫腐蝕及沖蝕試驗

采用線切割將HVAF噴涂Inconel625 合金涂層后的TP347H耐熱鋼管材按照沿徑向四等分、軸向長度為20 mm進行切割,切割后單個樣品的涂層面積為8.5 cm 2 , 將未制備涂層的TP347H耐熱鋼管材切割成同樣尺寸在相同條件下進行腐蝕試驗作為對比。腐蝕試驗前,在樣品表面的涂層側涂覆KCl、NaCl及K3Na( SO4)2 摩爾比為3 ∶4:1 的飽和溶液,放入剛玉坩堝中并在200℃ 烘箱內迅速烘干以模擬堿金屬鹽的腐蝕, 堿金屬鹽的化學成分根據分析電廠取樣獲得。在樣品從烘箱內取出10 s內采用測量精度為0.1 mg的電子天平對坩堝及樣品進行稱重,以防止吸附空氣中水分。

高溫腐蝕裝置如圖1 所示。由于垃圾焚燒發電鍋爐受熱面的溫度一般介于300~650℃ 之間,以再熱管為例,將腐蝕溫度定為550℃。將制備好的樣品置入溫度為550℃ 的管式爐中央, 通過將HCl與H2 SO3 溶液滴入140℃ 的油浴鍋加熱,蒸餾瓶內蒸發分解形成含HCl氣體、SO2 氣體與水蒸汽的混合氣體,將氣瓶中的空氣通入蒸餾瓶中,使其攜帶HCl氣體、SO2 氣體與水蒸汽混合氣體進入管式爐實現氣體腐蝕模擬。通過分別調節空氣氣瓶流量和HCl與H2 SO3 溶液的濃度與流量使混合氣體成分滿足氧氣5%(體積分數)、水蒸汽5%(體積分數)、HCl800 ppm、 SO2 100 ppm、氮氣為余量的成分要求[10]。將多個樣品分別在不同時間取出(最長為500 h),10 s內完成重量檢測,并用于金相觀察,每個時間條件下均為3 個相同樣品以減小測量誤差。對于所有樣品,由于堿金屬鹽僅涂覆在管道外壁單面,其他5 個無涂層面同時受到氣體介質的腐蝕,為了避免其造成試驗誤差,同時放入未涂覆堿金屬鹽樣品,通過稱重減去其他5 個面的氣體腐蝕增重量。

圖1 高溫腐蝕性能測試裝置及工作原理

采用顯微維氏硬度測試對涂層的硬度進行了測試,測試載荷為300 g,保載時間為30 s。每個樣品測量5 次,以平均值作為最終硬度評價標準。由于鍋爐受熱面同時受到灰分顆粒的沖蝕磨損,因此采用粒徑為 Φ50~Φ100 mm的氧化硅顆粒在空氣壓力為0.2 MPa的條件下對帶涂層樣品和未帶涂層樣品進行了沖蝕測試。測試區域為樣品的弧形表面,沖蝕顆粒束流與弧面中心垂直,測試區域的沖蝕角度介于75°~90°,為高角度沖蝕。每次測試量取重量為20 g的氧化硅顆粒作為磨料,測試前后采用精度0.1 mg的電子天平對樣品進行稱重。由于真實服役環境下的腐蝕顆粒在單位空間的濃度遠遠小于測試環境,因此不宜采用不同沖蝕時間后的失重評價耐沖蝕性能。由于涂層密度與基材相當,因此以沖蝕失重與沖蝕測試次數的關系評價耐沖蝕性能。

1.3 涂層組織及腐蝕產物分析

利用掃描電子顯微鏡( SEM, MIRA 3 LMH, TESCAN, Czech Republic) 對噴涂態和500 h腐蝕測試后的涂層斷面組織進行了表征;通過圖像法利用5 張500 倍涂層斷面背散射電子SEM照片對噴涂態涂層的孔隙率進行了統計;采用能譜分析(EDS)對腐蝕產物的化學成分進行了分析。

2 試驗結果與討論

2.1 HVAF噴涂Inconel625 合金涂層的顯微組織

優選參數下噴涂態Inconel625 合金涂層的斷面組織如圖2 所示。如圖2(a)所示,涂層的厚度約為1.1 mm,涂層內部無明顯的孔隙和裂紋等缺陷。涂層與基材結合良好,界面處無開裂, 夾砂等缺陷。涂層內無明顯的氧化物夾雜形成。圖像法孔隙率測試結果顯示該涂層的孔隙率僅為0.72%。如圖2( b) 中的箭頭所示,在高放大倍數下依然可以觀察到涂層中的顆粒界面,能譜分析結果表明界面處的深色物質為氧化鉻。

圖2 HVAF Inconel625 涂層的斷面組織

硬度測試結果顯示,HVAF噴涂制備的Inconel625 合金涂層的顯微硬度為475±37 HV0.3, TP347H耐熱鋼的顯微硬度為184 ± 8 HV0.3,Inconel625 涂層的硬度顯著高于TP347 耐熱鋼基材,約為基材的2.6 倍。研究表明,常規Inconel625 管材的硬度約為210 HV0.3,遠低于HVAF噴涂涂層的硬度。 HVAF制備的Inconel625 合金涂層高的硬度主要與熱噴涂過程中熔滴高的冷卻速度及高的顆粒撞擊速度有關。高的冷卻速度有利于Inconel625 合金顆粒獲得細小的晶粒,強化細晶強化效果 [12-13]。高的顆粒撞擊速度可引起已沉積顆粒的劇烈塑性變形,導致已沉積顆粒內部的位錯密度顯著提高、加工硬化效果顯著增強 [12-13]。因此,與常規冶金塊材相比,盡管高的冷卻速度不利于形成彌散析出物, 但細晶強化和加工硬化的協同強化作用使得HVAF噴涂Inconel625 涂層的硬度顯著高于同成分冶金塊材。

2.2 HVAF噴涂Inconel625 涂層的高溫腐蝕行為

無涂層TP347H耐熱鋼與HVAF Inconel625 合金涂層涂覆后的TP347H耐熱鋼在550℃的氣體與堿金屬鹽耦合腐蝕環境下放置169 h后的表面宏觀形貌如圖3 所示。如圖3(a)所示,無涂層TP347H耐熱鋼樣品表面發生了大量的材料剝落,表明其發生了較為嚴重的腐蝕。如圖3( b) 所示,制備HVAF Inconel625 涂層后,樣品表面顏色發生了變化,表明其也發生了表面腐蝕,但涂層未出現明顯的剝落現象,表明其腐蝕程度低于無涂層的TP347H耐熱鋼。

圖3 169 h高溫腐蝕后無涂層TP347H耐熱鋼與HVAF噴涂Inconel625 涂覆TP347H耐熱鋼的表面形貌

無涂層TP347H耐熱鋼與HVAF制備Inconel625 合金涂層后的TP347H耐熱鋼在550℃氣體與堿金屬鹽耦合腐蝕環境下增重量隨腐蝕時間變化關系如圖4 所示,圖中同時給出了無涂層TP347H耐熱鋼在單純腐蝕氣氛下的增重曲線?？梢园l現,所有樣品的增重量均與腐蝕時間呈線性關系,且無涂層TP347H耐熱鋼的腐蝕速率遠高于采用HVAF制備Inconel625 合金涂層后的TP347H耐熱鋼管材,通過HVAF制備Inconel625 涂層可使TP347H耐熱鋼的腐蝕速率降低7.6 倍,耐腐蝕性能顯著提高。另一方面,對比單純氣氛腐蝕和氣氛腐蝕與堿金屬氯化物耦合腐蝕的TP347H耐熱鋼增重曲線可以發現,耦合腐蝕條件下TP347H耐熱鋼的增重約為單純腐蝕氣氛條件下增重的76 倍。這一結果表明,堿金屬鹽與腐蝕氣氛的耦合可使TP347H耐熱鋼的腐蝕速率提高近兩個數量級。通常條件下,以腐蝕介質擴散主導的腐蝕過程,由于擴散距離與擴散時間呈拋物線關系,因此腐蝕速率與時間通常也呈拋物線關系,主要表現為隨腐蝕時間的延長腐蝕速率逐漸降低[14-15]。線性關系表明,已產生的腐蝕層不能對腐蝕介質起到良好的物理阻隔效果,導致后面的腐蝕進程不受前期腐蝕產物的影響。

550℃ 腐蝕500 h所有涂層樣品的涂層完整,均未發生涂層的開裂及剝落現象。為了進一步揭示腐蝕過程及腐蝕機理,采用掃描電鏡和能譜分析對腐蝕后涂層的表面形貌、斷面組織以及腐蝕產物成分進行了系統分析。 500 h熱腐蝕后無涂層TP347H耐熱鋼的斷面組織如圖5 所示。如圖5(a)中的箭頭所示,TP347H耐熱鋼表面產生了大量的材料剝落,這與樣品的宏觀形貌觀察結果一致。由圖5( b) 中的高倍組織可以發現, 腐蝕前沿的腐蝕機制主要為沿晶腐蝕,深色的腐蝕產物沿TP347 耐熱鋼的晶界呈網狀分布,整個腐蝕前沿的深度約為150 μm。沿晶腐蝕現象主要與含Cr鋼材中晶界的貧Cr有關。由于Cr的氯化物熔點較高,比較穩定,因此Cr含量越高、耐腐蝕性能越好[2,14]。晶界處較低的Cr含量使得堿金屬氯化物中的Cl與Fe發生反應,腐蝕沿晶界優先發生,使得發生腐蝕的總界面增大,腐蝕速率加快,管道壽命降低。

圖4 TP347H管材HVAF Inconel625 涂層前后腐蝕增重量

500 h腐蝕后,帶Inconel625 涂層TP347H耐熱管材的斷面組織結果如圖6 所示。如圖6(a)中的箭頭所示,腐蝕后的涂層可分為兩層,即腐蝕影響區和腐蝕未影響區。腐蝕并不是發生在涂層的最表面, 腐蝕影響區的深度約為100 μm,即腐蝕發生在深度為100 μm的范圍內。完整的腐蝕產物厚度僅約20~70 μm,遠小于涂層的整體減薄量,說明腐蝕產物在長期腐蝕過程中發生了剝落。

圖5 500 h熱腐蝕后無涂層TP347H耐熱鋼管材的斷面組織

圖6 500 h腐蝕后HVAF Inconel625 涂層的斷面組織

為了進一步對腐蝕過程進行深入理解,對腐蝕影響區內布局進行了放大,結果如圖6( b) 所示。如黑色箭頭所示,深色的腐蝕產物呈連續網狀分布在原始Inconel625 合金顆粒的界面,這說明盡管HVAF噴涂制備的金屬涂層表現出極低的孔隙率,顆粒界面依然難以達到完全的冶金結合,是腐蝕介質的快速通道,HVAF噴涂Inconel625 合金涂層內部顆粒弱結合界面的存在使腐蝕前沿的面積較冶金塊材大幅度增加。

從圖6( b) 中還可以發現,對于腐蝕影響區內的每一個顆粒,腐蝕由顆粒界面向顆粒內部逐漸發生。對于同一個顆粒,顆粒上部的腐蝕發生區深度比下部更大,這主要是由于上部距離腐蝕介質更近所致。同時可以發現,在每個顆粒中的暗色腐蝕產物呈連續的點狀分布,每個點的尺度介于0.1~10.3 μm,這主要是因為堿金屬氯化物和氣體耦合腐蝕在Inconel625 合金中的腐蝕機制主要為沿晶腐蝕,即腐蝕優先沿著Inconel625 合金的晶界發生。由于HVAF噴涂Inconel625 合金涂層中的晶粒極小,通常為5 μm以下量級, 因此晶界密度較大,晶界處優先形成的腐蝕產物尺寸較小,且距離較近,因此整體呈現為點狀分布。

為了進一步對腐蝕產物的化學成分進行深入理解,采用EDS面掃描方式對樣品斷面的腐蝕影響區局部進行了表征,S元素用于標定腐蝕介質和可能的腐蝕產物,Ni、Cr元素主要用于標定涂層的主要成分,O元素用于標定腐蝕產物,結果如圖7 所示?？梢园l現,S元素僅在圖7(a)中的表層,即腐蝕介質中的濃度相對較高,涂層內的Ni元素僅在如圖7(a)箭頭所示的涂層內腐蝕產物處少量出現,其他區域分布較為均勻,Cr和O元素的分布高度重合,均在圖7(a)中箭頭所示的箭頭處出現了偏析的現象,進一步分析表明, 腐蝕產物內未出現Cl元素的富集,上述結果表明,腐蝕產物的主要成分為金屬元素的氧化物, 這與其他人的研究結果一致[5, 17-18]。除Cr2O3 外,點掃描分析結果顯示, 顆粒界面還存在NiCr2O4 尖晶石結構復合氧化物。 Cr2O3 與NiCr2O4 尖晶石均具有致密組織,可在一定程度上防止液態腐蝕介質的浸入,因此Inconel625 合金涂層的耐腐蝕性能較好。同時可以發現盡管腐蝕介質中存在大量Cl、S元素,但最終腐蝕產物中并未檢測到這些元素,主要是由于Cl、S與Ni、Cr形成的化合物在腐蝕條件下為亞穩態,在有氧存在的條件下,這些亞穩態的中間產物將會進一步與氧氣反應轉變成更穩定的氧化物[5, 17-18]。

生物質發電服役環境下熱腐蝕產物中不存在Cl元素主要與其熱腐蝕機理有關[14-16]。在腐蝕最初階段、堿金屬氯化物沉積物較少,金屬表面暴露在富氧腐蝕氣氛中,可形成金屬氧化物。隨著腐蝕產物的增厚,腐蝕產物表面依然處于富氧環境,但腐蝕產物對外界氣氛的物理隔離使腐蝕前沿處的金屬表面處于貧氧環境。腐蝕前沿處的金屬元素主要與堿金屬氯化物中的Cl元素反應生成金屬氯化物。金屬氯化物的熔點和沸點遠低于相應的金屬氧化物。 Fe、Ni氯化物的沸點分別僅約為315 和987℃,Cr的氯化物熔點約為1150℃。金屬氯化物與堿金屬鹽形成的共晶化合物熔點更低,氯化鐵與氯化鈉的共晶化合物熔點僅為156℃。

圖7 500 h高溫腐蝕后HVAF噴涂Inconel625 涂層橫截面顯微組織和淺表層的EDS面掃描結果

上述結果表明,腐蝕前沿處的金屬與堿金屬氯化物界面在腐蝕溫度下存在液相,液相的存在使腐蝕介質的活性和與金屬的接觸面積顯著增大,腐蝕速率加快。同時氯化物在服役溫度下較高的蒸氣壓會使金屬氯化物發生顯著的蒸發或升華現象。氣相的金屬氯化物在到達腐蝕產物表面與富氧環境接觸后,會與氧氣發生反應形成更加穩定的氧化物,同時生成氯氣,進一步參與腐蝕反應,因此最終的腐蝕產物均為金屬的氧化物。盡管Cl、S元素不出現在最終產物中,但含Cl、S中間產物(金屬氯化物、金屬硫酸鹽) 的存在會使金屬元素的活性顯著提高,進而使腐蝕速率大大加快。結合文獻[4,17-18] 可以發現,TP347H耐熱鋼的腐蝕產物主要為Fe的氧化物,或者Fe、 Cr復合氧化物。另一方面,金屬氯化物的在服役環境下的穩定性是決定金屬耐堿金屬氯化物腐蝕性能的關鍵因素。 Fe、Ni、Cr這3 種金屬在550℃條件下形成氯化物的吉布斯自由能分別為-232.1、-274.2 與-286.0 kJ/mol [14],依次提高,同時熔點依次升高,導致其耐堿金屬氯化物腐蝕性能依次升高,因此高Cr耐熱不銹鋼的耐腐蝕性能高于常規結構鋼,高Cr鎳基高溫合金的耐腐蝕性能高于高Cr耐熱不銹鋼。同時Fe的氧化物具有結構疏松、體積膨脹量大的問題,疏松結構不能有效隔離后續液態的腐蝕介質的浸入, 大的體積膨脹趨向于使已形成的腐蝕產物層剝落和開裂,有利于液態腐蝕介質滲入。因此氧化物的本征屬性差異,導致TP347H耐熱鋼的耐腐蝕性能遠低于Inconel625。

2.3 HVAF噴涂Inconel625 涂層的耐沖蝕性能

生物質燃燒發電機組受熱面中的再熱管以腐蝕失效為主,同時還存在微量灰份的沖蝕磨損,因此在室溫條件下對TP347H耐熱鋼在噴涂HVAF Inconel625 涂層前后的耐沖蝕性能進行了對比評價,結果如圖8 所示。

可以發現TP347H的失重曲線與沖蝕顆粒質量呈單一的線性關系,而Inconel625 涂層的失重呈現為沖蝕速率截然不同的兩個線性階段,開始階段沖蝕速率極高,約為TP347H耐熱鋼的5.5 倍,后一階段的沖蝕速率與TP347H耐熱鋼相當,由于再熱管主要以腐蝕失效為主,生物質燃燒后形成的輕質灰份微粒引起的沖蝕磨損較為微弱,與TP347H耐熱鋼相當的耐沖蝕性能不會導致HVAF Inconel625 涂層由于沖蝕磨損而發生快速減薄。

圖8 TP347H耐熱鋼管材HVAF噴涂Inconel625 合金涂層沖蝕前后失重量對比

盡管HVAF Inconel625 合金涂層的硬度顯著高于TP347H耐熱鋼基材,但涂層耐沖蝕性能較低,這主要與涂層內粒子界面的存在使涂層表現為脆性有關。粒子界面的存在使涂層在受到沖蝕顆粒垂直沖擊時容易出現Inconel625 合金粒子的整體剝落,從而導致涂層材料去除較快, 表現為單次數沖蝕試驗后涂層失重較多。 HVAF噴涂Inconel625 合金涂層不同沖蝕階段的典型形貌如圖9 所示。

涂層表面存在的凸起的Inconel625 合金顆粒粗糙結構容易被沖蝕顆粒沖擊剝落是導致Inconel625 合金涂層開始階段沖蝕速率極高的主要原因。隨著沖蝕的進行,表面粗糙結構逐漸被去除,如圖9(a)箭頭所示的整個沉積顆粒被沖擊剝離的幾率降低,但依然存在,因此沖蝕速率降低,耐沖蝕性能提高,但依然低于同成分的冶金塊材。由于表層顆粒僅占整體涂層厚度的5%左右,因此不顯著影響涂層的平均耐沖蝕性,HVAF Inconel625 合金涂層的制備不降低TP347H耐熱鋼管材的耐沖蝕性能。另一方面,測試過程中沖蝕角度在高角度范圍(75°~90°),這也會對涂層的耐沖蝕性能測試結果產生影響。對于類似HVAF Inconel625 合金涂層的脆性材料,沖蝕角度越大,越容易出現表面開裂剝落,沖蝕磨損率越高;對于塑性材料,沖蝕角度越小,越容易出現材料表面由于沖蝕顆粒剪切而出現的材料去除,沖蝕速率越高。同時,本文中所采用的SiO2 沖蝕顆粒密度及粒度均大于生物質灰分,更低的密度和粒度可能不會引起Inconel625 合金中整個顆粒的剝離,因此在真實服役條件下,HVAF Inconel625 合金涂層的耐沖蝕性能有望進一步提升,硬度優勢有望得以體現。

圖9 HVAF噴涂Inconel625 合金涂層沖蝕前期與穩定期表面形貌

3 結論

(1) 在優化的噴涂參數條件下,通過HVAF涂層獲得組織致密,孔隙率低于1%的Inconel625 合金涂層,涂層內無明顯成分偏析,涂層與基體結合良好。

(2) 在550℃ 的堿金屬氯化物、硫酸鹽與HCl、SO2、氧氣與水蒸汽耦合腐蝕條件下, HVAF噴涂Inconel625 合金涂層的耐腐蝕性能約為TP347H耐熱鋼的7.6 倍。顆粒間弱結合界面與腐蝕產物層剝落的現象,導致腐蝕增重與腐蝕時間呈線性關系,腐蝕速率恒定。探索可提高顆粒間結合的方法可使HVAF噴涂Inconel625 涂層的腐蝕防護性能進一步提高。

(3) 以粒徑為 Φ50~100 μm SiO2 顆粒作為沖蝕介質時,HVAF噴涂Inconel625 合金涂層的耐沖蝕性能表現為沖蝕速率顯著不同的兩個階段,最初階段沖蝕速率極高,穩定階段的沖蝕速率降低,與TP347H耐熱鋼相當。

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