摘要

作為目前主要的電力供應設備和CO2排放場所，隨著“碳達峰-碳中和”目標的提出，燃煤發電鍋爐逐漸向零碳/低碳排放的生物質發電鍋爐和生物質-燃煤混燒發電鍋爐方向發展。燃煤及生物質中含硫、含氯組分的腐蝕及磨損行為對鍋爐安全長效運行構成嚴重威脅，因此，沉積防護涂層成為提高鍋爐耐蝕耐磨性能的便捷高效手段。本文綜述了目前燃煤鍋爐、生物質鍋爐及生物質-燃煤混燒鍋爐基體材料和防護涂層在高溫腐蝕及沖蝕磨損方面的研究成果，針對燃煤及生物質燃燒環境，總結了高溫硫酸鹽腐蝕及堿金屬氯化物腐蝕機理，闡述了生物質-燃煤混燒環境中灰沉積-沖擊機制，介紹了目前鍋爐基體材料的應用現狀，歸納了在腐蝕和磨損不同環境下合金涂層、陶瓷涂層、金屬陶瓷涂層的設計原則、制備方法及應用現狀。指出了當前鍋爐防護研究亟待解決的問題，包括：熱腐蝕機理研究不深入，缺乏準確的腐蝕-磨損預測模型，防護涂層種類較少。最后，提出采用材料基因組工程及機器學習方法來加速材料研發，開展腐蝕-磨損機理及多因素耦合模型的研究，同時強調粉末合成設計-涂層結構設計-服役性能評價一體化研究對新型防護涂層研發的重要性。

關鍵詞： 硫腐蝕 ; 氯腐蝕 ; 沖蝕磨損 ; 發電鍋爐 ; 防護涂層

隨著近幾十年全球范圍內工業化進程的加快，以化石燃料為基礎的能源設施得到前所未有的發展，化石燃料的燃燒已使全球每年CO2排放量超過2.4 × 1010 t，這其中一半的CO2排放量來自電力部門[1~4]。截止2016年，燃煤電廠CO2排放量達到3.0 × 1011 t[5,6]，大規模的CO2排放造成碳循環失衡，使得全球生態環境問題日益嚴重[7]。因此，降低CO2排放被各國提上日程[8,9]。

在電力供應方面，我國大力發展非化石能源，加速能源清潔低碳轉型，非化石能源消費比重超過15%，可再生能源每年新增裝機占比超過50%[9]。截至2019年底，煤電總裝機規模為1.04 × 109 kW，可再生能源發電裝機達到7.94 × 108 kW，其中水電裝機3.56 × 108 kW，風電裝機2.1 × 108 kW，光伏發電裝機2.04 × 108 kW，生物質發電裝機2.254 × 107 kW，分別同比增長1.1%、14.0%、17.3%和26.6%，在運核電機組規模4.874 × 107 kW[9,10]。煤炭作為我國第一大能源，到2050年仍將占一次能源消費比例的35%[11]，降低燃煤供電比例將是今后燃煤發電技術的重點研發方向。生物質能作為全球第四大能源，在燃燒過程中釋放的CO2量和生長過程中吸收的CO2量相當，使其成為一種CO2中性燃料。因此，具有碳捕獲和存儲的生物質能被認為是唯一的大規模CO2負排放技術解決方案[12,13]，生物質發電成為現有燃煤電廠潛在的可再生能源替代方案而受到世界范圍內的廣泛關注[14~16]。燃煤耦合生物質發電作為一項成熟且經濟可行的CO2減排技術，其不僅可以減少燃煤電廠含硫、含氮煙氣的排放[17,18]，也可以在保證發電效率的同時提高燃燒效率[19,20]。據統計，全球在運燃煤耦合生物質發電廠已達230余所，且大多數采用生物質-燃煤混燒發電技術[21]，這些耦合燃燒電廠主要分布在歐洲和北美，隨著巴黎氣候協定的生效，多國制定了零煤發電戰略，生物質-燃煤混燒已向大容量機組、高比例混燒方向發展，甚至在英國、丹麥、芬蘭、加拿大、美國等國出現了純生物質燃燒發電電廠[22~24]。

煤炭作為我國的主體能源，燃煤發電在未來相當長一段時間仍將是我國主要的電力供應方式，鍋爐作為重要的能量轉換及碳源轉換設備，其穩定運行將關系到能源轉型政策下經濟社會的平穩發展。同時，我國生物質資源豐富，大力發展生物質-燃煤混燒及生物質直燃技術將是降低煤電裝機量的重要途徑，國家能源局已于2017年啟動生物質混燒發電試點工作[25]，合理發展以農林生物質、生物質成型燃料等為燃料的生物質鍋爐的推廣使用[9]，將是我國能源體系平穩發展和過渡轉型的重要橋梁。

“鍋爐四管”是鍋爐組件中重要的熱量交換部件，煤炭、生物質等燃料燃燒過程產生的灰渣使管壁受熱面長期遭受積灰腐蝕和沖蝕磨損[26~30]，管壁變薄引起的爆管事故導致鍋爐停機，對電廠發電效率及經濟效益產生巨大影響。對于燃煤鍋爐，爐管受熱面主要遭受含硫煤燃燒形成的硫化物鹽腐蝕，同時也存在一些低品位煤及高堿性煤燃燒產生的釩酸鹽、氯化物鹽腐蝕[31~33]，鍋爐運行過程中未完全燃燒的煤灰等顆粒物沖刷爐壁也造成高溫沖蝕磨損[34~36]。對于生物質鍋爐，農作物秸稈等燃燒形成的堿金屬氯化物鹽容易沉積在低溫管壁上形成積灰腐蝕[37~39]，同時也存在飛灰等對管壁的沖刷[40~42]。對于生物質-燃煤混燒鍋爐，其在運行過程中產生的含硫、含氯、含釩鹽等沉積在管壁上造成熱腐蝕，同時煤灰和生物質灰也對管壁造成沖蝕磨損[43,44]。目前鍋爐基體材料仍然使用以合金特鋼、不銹鋼等為主的傳統金屬材料[45~48]，同時也有部分使用鎳基和鈷基等高溫合金材料[49~54]。雖然新型合金材料的開發和使用能夠在一定程度上提高鍋爐在高溫環境中的耐蝕耐磨性能，但高昂的成本和整體性能受限仍只能部分應用。鑒于此，使用表面工程技術在鍋爐管壁受熱面制備高溫防護涂層，不僅大大降低爆管泄露引起的安全事故概率，而且能夠因減緩受熱面灰渣沉積而提高發電效率，因此降低發電鍋爐的碳排放。熱噴涂技術作為能源領域常用的表面防護涂層制備方法，其主要包括超音速火焰噴涂、等離子噴涂、爆炸噴涂等，可制備涂層涵蓋金屬、金屬陶瓷及陶瓷材料，可滿足發電鍋爐不同燃燒溫度及環境下的耐蝕耐磨要求[55~58]。同時，熱噴涂操作工藝簡便、沉積效率高、涂層結合強度高、環境污染小，越來越多的研究開始關注熱噴涂涂層在高溫含硫、含氯環境下的服役性能，也為推廣生物質能應用、促進鍋爐碳中和轉型奠定基礎。

本文綜述了目前燃煤鍋爐、生物質鍋爐及生物質-燃煤混燒鍋爐基體材料和防護涂層在高溫腐蝕及沖蝕磨損方面的研究成果，首先闡述發電鍋爐在高溫復雜服役環境下的運行現狀和失效機理，其次介紹鍋爐基體材料目前的發展及應用狀況，再次介紹在腐蝕和磨損等不同環境下涂層材料選擇及結構設計，然后介紹鍋爐防護用合金涂層、陶瓷涂層、金屬陶瓷涂層的研究熱點及應用現狀，最后對防護涂層在腐蝕、磨損方面的研究進行了簡要總結，提出了燃煤鍋爐、生物質鍋爐防護領域目前亟待解決的問題，并對未來發電鍋爐防護涂層的發展趨勢進行了展望。

1 發電鍋爐材料在復雜服役環境下的失效機理

1.1 燃煤鍋爐

1.1.1 運行現狀

燃煤電廠作為目前主要的電力供應部門，也是工業碳排放的主要來源。為實現“雙碳目標”[59]，發展更高效率燃煤火電機組技術成為提效降耗的主要途徑，超臨界、超超臨界鍋爐發電技術作為國際上先進的燃煤發電技術受到各國關注。將600 MW發電機組蒸汽參數由600℃、25 MPa提高到700℃、35 MPa，發電機組熱效率由43%提高至49%，則每年節約標準煤約1.05 × 105 t，CO2排放量降低約2.9 × 105 t[60,61]。然而，蒸汽參數提高將導致包括水冷壁、過熱器、再熱器、省煤器在內的“鍋爐四管”所承受的溫度和壓力提高，使得鍋爐爆管事故發生率增加。圖1[57]為發電鍋爐“四管”分布示意圖。煤炭中S、V等雜質在燃燒過程中產生SO2、SO3、H2S等含硫煙氣，對水冷壁造成高溫煙氣腐蝕[62]，高溫下與堿金屬元素形成硫酸鹽、釩酸鹽等，在過熱器、再熱器管壁上積灰、結渣，形成熱腐蝕[63,64]，省煤器區域煙氣流速高、灰質堅硬會對管壁造成嚴重磨損[65]，這些都對鍋爐材料高溫強度及耐磨耐蝕性能提出了更高要求。

圖1   發電鍋爐“四管”分布示意圖[57]

1.1.2 硫酸鹽腐蝕機制

S是一種強氧化性腐蝕劑，其在高溫下主要發生2種類型反應[66]：(1) S與燃氣反應產生SO2、H2S等氣體，形成金屬硫化-氧化；(2) SO2、SO3等與其他堿金屬形成熔融硫酸鹽熱腐蝕。

S在高溫環境中與O2結合形成SO2，在SO2分壓()達到臨界值時，Fe、Cr等金屬的硫化速率常數都很高，并且比同等條件下的金屬氧化反應更快。Cr的硫化速率比相應的氧化速率快4~5個數量級，大多數含Cr耐熱合金在富含SO2氣氛中難以形成保護性氧化膜，SO2造成的硫化-氧化過程如下[67,68]：

 

鍋爐燃燒過程中，SO2與其他堿金屬反應形成Na2SO4、K2SO4等，沉積在材料表面形成熱腐蝕。根據鹽膜熔點(melting point，Tm)、露點(dew point，Td)以及鹽膜組分的影響將熱腐蝕分為2類[66,69]：(1) I型熱腐蝕：環境溫度介于鹽膜熔點和露點之間(750~900℃)，鹽膜呈液態附著在材料表面，液態鹽膜作為離子熔體與金屬或合金直接發生電化學機制腐蝕，保護性氧化膜在界面處發生溶解-再沉淀過程；(2) II型熱腐蝕：環境溫度低于鹽膜熔點(600~750℃)，鹽膜呈固態附著在材料表面，當燃燒過程形成混合鹽膜或單一鹽膜與材料反應形成其他溶質鹽時，鹽膜呈共晶體系使得熔點下降，保護性氧化膜發生酸性溶解或活化腐蝕使得熱腐蝕過程加速。

燃煤鍋爐工作溫度通常達到900℃以上，燃燒過程中形成的Na2SO4熔點為884℃，材料表面產生以Na2SO4為主的I型熱腐蝕[70]；部分組件工作溫度低于700℃，材料表面形成Na2SO4-MSO4 (M = Ni、Co等)型共晶體系，使熔點降低，材料發生II型熱腐蝕降解[70]；同時Na3Fe(SO4)3、K3Fe(SO4)3等也使材料表面發生熔鹽熱腐蝕降解。部分硫酸鹽、焦硫酸鹽及共晶鹽熔點如表1[63,71]所示。硫酸鹽腐蝕過程如下[67]：

 

表1   部分硫酸鹽、焦硫酸鹽及共晶鹽的熔點[63,71]

材料表面形成的保護性氧化膜，如NiO、Cr2O3、Co3O4、Fe2O3等，與熔鹽接觸會發生電化學腐蝕溶解失效。熔融Na2SO4的相對酸度/堿度決定了腐蝕產物的熱力學平衡濃度及腐蝕反應速率，如式(5)中Na2SO4-Na2O-SO3所示反應，Na2SO4熔鹽酸/堿度類似水解離成酸/堿離子的pH測量，Na2SO4熔鹽中Na2O作為堿性標識物，SO3作為酸性標識物，酸/堿度計算公式如下[63]：

 

式中，a為活度系數，為Na2SO4標準Gibbs自由能，R為理想氣體常數，T為反應溫度。

 

金屬氧化物在熔融Na2SO4中的溶解度和溶解機理取決于

標識的熔鹽酸堿度[63]，高于8.4為堿性熔體，低于8.4為酸性熔體。文獻[72~76]中計算了NiO、Cr2O3、Co3O4、Fe3O4、Al2O3在1200 K純Na2SO4熔體中的酸/堿度函數，氧化物的堿性溶解如式(14)~(16)所示，酸性溶解如式(17)~(19)所示[63]：

 

圖2[63]為熔融硫酸鹽誘導熱腐蝕示意圖。在熱腐蝕初期，燃燒形成的硫酸鹽附著在金屬基體表面，同時基體材料表面形成保護性氧化膜(圖2a[63])；隨著熱腐蝕進行，硫酸鹽熔化成鹽膜覆蓋在基體表面，阻隔基體與氣相接觸(圖2b[63])；熔融鹽膜通過活性部位如縫隙、孔洞、晶界缺陷等處不斷滲入并溶解保護性氧化膜，形成金屬硫化物或金屬硫酸鹽(圖2c[63])；熱腐蝕后期，熔鹽同時與基體材料、氧化膜反應形成電化學機制不均勻腐蝕，加速材料失效(圖2d[63])。

圖2   熔融硫酸鹽誘導熱腐蝕示意圖[63]

燃煤中其他雜質(如V)在燃燒過程中產生酸性V2O5，同時V2O5與Na2SO4形成堿性NaVO3：

 

Na2SO4-V2O5/Na2SO4-NaVO3形成共晶熔鹽[77]，低溫下加速材料失效。產生的SO3使得熔鹽/氧化物界面氧活性降低，使得Cr2O3、Al2O3等氧化物分解，失去保護性。Montero和Galetz[78]也發現，在高Cr、Al含量合金中，Cr、Al與V2O5反應形成CrVO4、AlVO4，使得合金元素被消耗而產生嚴重內硫化。

1.1.3 磨損機制

燃煤鍋爐煙氣中含有大量煤灰、飛灰等硬質顆粒，隨煙氣流動對鍋爐受熱面造成磨損，其顯著特點是磨損區域不均勻，通常只出現在過熱器、再熱器煙氣入口處以及省煤器煙氣側。據統計，因鍋爐受熱面磨損造成的爆管事故占鍋爐運行總事故的45%~50%[65]，44%的電廠都受到省煤器磨損問題影響[79]。由于鍋爐運行過程中受熱面磨損受到燃煤品質和運行參數的影響而具有不確定性，最早由美國電力研究協會(EPRI)提出燃煤鍋爐總體磨損性數學模型(式(21)[80])，為描述磨損嚴重程度提供了量化借鑒。

 

式中，fE為煤灰總體磨損性，IC為煤的磨損性系數，fBO為鍋爐運行因素對總體磨損性的影響系數。

在鍋爐總體磨損模型基礎上，研究人員提出了不同方法和模型來預測燃煤鍋爐磨損特性。Jin等[81]使用浸入邊界法進行直接數值模擬，研究了粒子對管道近側壁和側壁的碰撞和磨損，粒子Stokes數為0時，粒子為完全示蹤劑跟隨流體運動，當Stokes數較大時，粒子慣性主導運動，隨著Stokes數增大，近側壁侵蝕更加嚴重，而側壁較高的碰撞頻率導致較低的侵蝕。Orumbayev等[82]給出了單個球型粒子運動方程并提出粒子群均方速率模型，通過粒子向下運動時的最大均方根速率計算磨損量，當煙氣速率達到10 m/s時，粒子向上移動而使磨損率下降10%~15%。除粒子運動對磨損的影響外，不同材料在侵蝕環境下的性能也影響總體磨損率。Singh和Mishra[83]研究了SAE 208、SAE 213-T12和SAE 213-T91的抗沖蝕性能，高硬度和高Cr含量的SAE 213-T12和SAE 213-T91在室溫和400℃環境下都具有較好的抗沖蝕性能。Sagayaraj等[84]研究了煤灰粒度、速率、沖擊角度對退火和未退火處理的SA210GrA1的侵蝕作用，在相同煤灰粒度和速率情況下，沖擊角度為30°時材料磨損率最大，退火處理后材料抗沖蝕性提高。Yun等[85]研究了氧化膜對Alloy 690在蒸汽環境下磨損的影響，隨著氧化時間增加，Alloy 690磨損率隨表面形成的Cr2O3膜厚度增加而減小。由于燃煤鍋爐磨損復雜性，沖蝕-磨損相關研究較少，且模型計算值和實驗測定值仍存在差距，磨損機制仍需進行深入研究。

1.2 生物質鍋爐

1.2.1 運行現狀

目前中國70%的電力由燃煤電廠提供，為實現中國2060年碳中和目標，推廣生物質鍋爐發電勢在必行[86]。生物質作為碳中和能源，根據來源可分為4類：(1) 木質生物質，包括森林殘留物(樹木、枯葉等)、景觀美化殘留物(盆栽等)及工業木材殘留物(木屑等)；(2) 農業生物質，包括農作物秸稈、農業收獲殘留物、食品工業殘留物及草原草甸；(3) 廢棄物，包括城市固體廢棄物、商業垃圾及建筑垃圾；(4) 糞便，包括畜牧場漿液/糞便和家庭及工業有機廢物[29]。生物質鍋爐在燃燒過程中，爐內煙氣溫度可達650~1050℃，鍋爐受熱面溫度可達450~600℃[87]，K、Cl等堿金屬元素以氣相KCl形式存在于煙氣中，當氣相KCl遇到溫度較低的鍋爐管受熱面時會凝結形成積灰，生物質中其他雜質(如Si、S等)易與KCl形成低溫共晶熔體，這些都會造成嚴重熱腐蝕(圖3[29])，使鍋爐發生爆管泄露事故，同時積灰也使管壁導熱性下降，降低電廠發電效率[88,89]。

圖3   生物質鍋爐管壁積灰腐蝕[29]

1.2.2 KCl熔鹽熱腐蝕機制

KCl熔點為770℃，高溫下容易與金屬及合金反應形成熔點較低的金屬氯化物(MClx，M = Fe、Cr、Al等)及尖晶石相，從而使共晶溫度降低，例如，KCl-FeCl2與KCl-K2CrO4共晶熔點分別為355和650℃[90]，共晶熔體使材料表面發生不均勻II型熱腐蝕。根據熱腐蝕溫度不同，目前主流的KCl熱腐蝕機制主要分為“電化學機制”過程和“氯活化氧化”過程[91,92]。

當環境溫度滿足I型熱腐蝕條件時，KCl處于熔融態，Cl-可以通過金屬或合金表面早期形成的薄且致密的氧化膜向內擴散，與合金成分反應形成MClx，MClx具有較大的平衡蒸氣壓，容易向氧化層/界面擴散，在界面處與O2反應形成不具有保護性的氧化物顆粒，同時產生Cl2，向內擴散，再次與合金反應形成MClx，使得材料因發生氯腐蝕循環而失效，反應如式(22)~(24)[92]所示。同時熔融態KCl在熱力學上也更傾向于與Cr2O3反應，從而使氧化膜失去保護作用[93]，反應如式(25)[92]所示。

當環境溫度滿足II型熱腐蝕條件時，熱腐蝕初期KCl以固態形式存在，金屬或合金熱腐蝕速率較低，當合金表面氧化產生的Cr2O3緩慢與KCl反應形成K2CrO4后，KCl-K2CrO4形成低溫共晶熔體使熱腐蝕過程加速，隨著反應進行，KCl-MClx共晶鹽進一步加速熱腐蝕過程。熱腐蝕后期材料同樣遭受氯腐蝕循環，材料內部的合金成分被不斷消耗而失效。

KCl熔鹽誘導的熱腐蝕過程示意圖如圖4所示。在熱腐蝕初期，KCl鹽膜附著在基體表面，同時基體材料表面氧化形成氧化膜；在熱腐蝕中期，若環境溫度高于KCl鹽膜熔點，KCl熔體中Cl-通過氧化膜晶界及孔隙等缺陷向內擴散，直接與基體材料發生電化學機制腐蝕，形成金屬氯化物。若環境溫度低于KCl鹽膜熔點，KCl與氧化物緩慢反應形成尖晶石相及Cl2，部分Cl2通過氧化膜晶界及孔隙向內擴散發生氯活化氧化，形成金屬氯化物，同時KCl鹽膜與產生的尖晶石相形成低熔點共晶熔體，Cl-擴散速率比Cl2更高，其與基體材料發生電化學機制腐蝕，使低溫熱腐蝕過程加速；在熱腐蝕后期，金屬氯化物向外擴散與O2形成不具保護性的氧化物顆粒，同時釋放Cl2，Cl2再次與金屬及合金元素反應形成金屬氯化物，基體材料發生連續的氯化-氧化過程使金屬元素被不斷消耗而失效。

圖4   KCl熔鹽誘導的熱腐蝕過程示意圖

為了進一步理解生物質腐蝕環境下金屬和合金表面氯活化氧化過程，呂澤康等[94]通過量子化學密度泛函理論(density functional theory，DFT)從分子水平研究了FeCl2與O2的反應過程及中間產物，Cl原子從中間體Cl2Fe2O2脫離形成Cl2的過程主要通過遷移過程實現，通過控制反應溫度使Cl原子遷移能低于反應能壘，從而降低鍋爐過熱器腐蝕，這為揭示金屬氯化物活性腐蝕過程提供了新思路。

1.3 生物質-燃煤混燒鍋爐

1.3.1 運行現狀

目前生物質直燃發電技術應用主要集中在農業大省，且高度依賴燃料供應的持續性和經濟性，生物質分散、能量密度低、收集運輸困難等都直接影響生物質發電運行成本，使得生物質直燃發電綜合效率低于30%，又由于生物質鍋爐機組及配套設施建造周期較長，生物質直燃發電電廠增速緩慢。燃煤鍋爐大容量、高蒸汽參數等優勢使得生物質與燃煤混燒發電成為保證電力供應同時低碳排放的便捷途徑。國際研究普遍表明，當生物質燃料占總混燒燃料比例低于20%時，只需對燃煤鍋爐進行微小改造甚至不需要改造就可以直接進行混燒發電[86,95]。然而，生物質中堿金屬與燃煤中S等元素在燃燒時將同時受到2種燃料的共同影響，使得灰質成分變得更加復雜。

1.3.2 腐蝕-磨損機制

生物質-燃煤混燒過程中，灰質在鍋爐管壁上主要發生沉積-沖擊作用，由此對管壁造成腐蝕-磨損效應。根據顆粒尺寸、濃度、灰質化學成分、局部條件和表面條件，將灰質沉積-沖擊分為慣性撞擊、熱遷移、凝結擴散、化學反應過程，相應的機制如圖5[43]所示。慣性撞擊取決于粒子跟隨氣流的慣性力以及粒子自身Stokes數。熱遷移過程發生在灰顆粒通過自由流動氣體時，由于溫度梯度引起的熱滲透作用力而影響灰質沉積方向。凝結擴散過程主要針對燃煤、生物質燃燒初期，硫酸鹽、堿金屬氯化物在低溫管壁凝結形成積灰。化學反應過程包括氧化反應、硫化反應、堿金屬反應等[29,43]。

圖5   生物質-燃煤混燒鍋爐受熱面灰沉積-沖擊機制示意圖[43]

2 發電鍋爐基體材料的選擇及發展

2.1 傳統鍋爐鋼

針對超臨界、超超臨界鍋爐高溫高壓及腐蝕環境，在傳統的20G、12CrMoVG等鍋爐鋼的基礎上[96]，研究人員[62,97,98]在鋼中添加Ti、W、Cu等合金元素，研制出T24、T92、Super304H等具有良好抗腐蝕和抗高溫蠕變性能的鋼種。Zhao等[98]研究發現，在H2S環境中T23和T24發生快速的熱腐蝕過程，W具有顯著的抗H2S腐蝕性。Wright和Dooley[99]研究發現，TP304、TP347等奧氏體不銹鋼在高溫環境中氧化速率隨著Cr含量的升高而減慢，保護性氧化行為緩解了鍋爐管表面產物脫落造成的失效。Hussain等[100]研究發現，T92、347HFG、HR3C在不同溫度SO2/SO3煙氣環境下具有相似的質量損失率，然而在富氧燃燒環境下3種材料質量損失率隨著Cr含量升高而降低。不同鍋爐鋼元素含量及作用見表2[62,96~100]。

傳統鍋爐鋼作為發電鍋爐首選基體材料，未來仍將繼續發揮其不可替代作用。一般在材料表面形成的氧化性保護膜，對提升材料耐蝕耐磨性能起到重要作用，通過提高鍋爐鋼中Cr含量同時添加一些有益合金元素(如Ti、W、Cu等)可進一步提高鍋爐鋼性能及服役壽命。

2.2 高溫合金

針對燃煤鍋爐和生物質鍋爐高硫、高氯腐蝕及磨損環境，鍋爐基材除了使用傳統鍋爐鋼，也使用高溫合金作為基體材料，部分高溫合金成分見表3[101~104]。對于燃煤鍋爐，尤其對于高參數超超臨界鍋爐的過熱器及再熱器管材，目前國內外較多使用高溫合金來保證鍋爐管煙氣側具有較好的抗熱腐蝕性能[105]。Goyal等[101]研究發現，以Superfer 800H、Superco 605、Superni 75為代表的鐵基、鈷基、鎳基高溫合金在Na2SO4 + 60%V2O5 (質量分數)熱腐蝕環境下具有不同的增重速率，鈷基合金由于表面形成的Co3O4容易產生酸性溶解使得保護性氧化膜無法形成，因此其熱腐蝕增重量最大；鐵基合金增重次之，其表面形成的Fe2O3與熔鹽發生互擴散而產生剝落，腐蝕介質通過裂紋與金屬基體接觸產生災難性氧化；鎳基合金熱腐蝕增重最小，表面形成的Cr2O3與Ni(VO3)2作為擴散屏障降低了腐蝕介質擴散速率，高鉻高溫合金對于燃煤鍋爐硫酸鹽腐蝕具有較好保護性。對于生物質鍋爐，Israelsson等[106]研究了FeCrAl合金在O2 + H2O + KCl環境中的熱腐蝕性能，快速的K2CrO4形成過程使Cr2O3被耗盡，同時觸發Fe的快速氧化過程，KCl環境中鐵基合金抗熱腐蝕能力較弱，高Cr含量合金對于高溫Cl腐蝕保護效果不明顯。為提高生物質鍋爐用高溫合金的抗高溫氧化及腐蝕性能，一方面研究人員使用前/后處理來提高合金高溫性能，如Okoro等[107]研究了預氧化處理對鎳基合金熱腐蝕性能的影響，發現未處理合金外層形成Ni、Cr氧化物，內層形成Ti、Al氧化物，Cr2O3與KCl反應失去保護性，預氧化處理后合金外層形成TiO2，能有效阻擋KCl向內擴散；另一方面研究人員在高溫合金中加入Si、Ni、Nb等成分研究其對高溫氧化及腐蝕性能的影響，如Klein等[108]在Co-9Al-9W-B中添加不同含量Ni、Si，結果表明，添加Ni會使得晶界及氧化物層中B消失，阻礙了Al2O3的形成，使得抗氧化性下降，而在氧化物/合金界面、晶界和沉淀物內的含Si相可以進一步提高合金抗氧化性，但有可能降低合金力學性能。Weng等[109]在鎳基合金中添加Nb后，合金表面形成致密的Nb2O5，使得抗熱腐蝕性能顯著提高。Birol[104]發現高溫環境下X32CrMoV33鍋爐鋼的顯微硬度下降幅度達到50%，而Inconel 617和Stellite 6的顯微硬度下降幅度較小，高溫服役環境下高溫合金具有更好的力學性能。

表3   鍋爐用部分高溫合金成分[101~104] (mass fraction / %)

目前高溫合金較多使用在超臨界、超超臨界燃煤鍋爐中，鎳基合金表現出較好的耐硫酸鹽腐蝕性能，鈷基合金和鐵基合金對于硫酸鹽環境防護效果較差。在生物質鍋爐高溫氯腐蝕環境中，合金中高Cr含量對氯腐蝕防護性能提升不利，適用于生物質鍋爐的高溫合金還有待深入研究。

3 發電鍋爐防護涂層材料及結構設計

為了降低“鍋爐四管”等高溫部件腐蝕及磨損速率，延長鍋爐服役壽命，使用熱噴涂技術在鍋爐受熱面沉積防護涂層，在一定程度上可以防止燃料中S、Cl以及其他沉積物對基材的攻擊。本文介紹針對不同服役環境下熱噴涂防護涂層材料的選擇及結構設計。

3.1 耐熱腐蝕涂層設計與制備

3.1.1 涂層成分及結構設計

耐熱腐蝕涂層成分及結構設計原則應該滿足以下6點要求[110~112]：(1) 涂層本征結構致密，涂層內部孔隙、裂紋等缺陷較少；(2) 涂層在高溫環境中表面能夠形成熱力學穩定的保護相，如Al2O3、Cr2O3、SiO2等保護相以及一些尖晶石相；(3) 形成的保護相能夠緩慢生長，使保護性元素在涂層表面處于低消耗水平；(4) 氧化物層、涂層及基體之間熱膨脹系數應盡可能接近，減少由于熱應力變化引起的涂層與氧化物層剝落；(5) 涂層與基體之間應該具有較高的結合強度，可以通過制備黏結層來實現；(6) 涂層與基體之間應該具有緩慢的相互擴散過程，可以通過設計多層結構引入擴散屏障來實現，或者通過對基材和涂層進行前/后處理來實現。

3.1.2 涂層制備與熱腐蝕性能

不同熱噴涂技術的主要區別在于火焰溫度和粒子飛行速率，2者直接影響粉末熔化程度以及涂層結合強度和孔隙率。鍋爐防護領域常用熱噴涂技術有電弧噴涂(arc spray，AS)、等離子噴涂(plasma spray，PS)、爆炸噴涂(detonation gun spray，D-gun)、超音速火焰噴涂(high velocity oxygen/air-fuel spray，HVOF/HVAF)以及冷噴涂(cold spray，CS)，各技術比較見表4[32,113]。本工作總結了近10年來鍋爐防護領域涂層所使用的熱噴涂技術，超過40%的防護涂層都使用超音速火焰噴涂技術制備(圖6)，這是由于在較高的火焰溫度和粒子飛行速率條件下，粉末熔化更充分且以較高的速率撞擊基材形成高結合強度、低孔隙率的涂層，使其具有更好的服役性能。表5[105,114~123]、表6[124~131]、表7[132~138]分別列舉了目前鍋爐防護領域常見的合金涂層、陶瓷涂層、金屬陶瓷涂層并對其熱腐蝕性能進行比較。

表4   鍋爐防護領域熱噴涂技術比較[32,113]

圖6   相關熱噴涂技術在鍋爐防護領域使用比例

表5   不同合金涂層熱腐蝕性能比較[105,114~123]

表6   不同陶瓷涂層熱腐蝕性能比較[124~131]

表7   不同金屬陶瓷熱腐蝕速率比較[132~138]

 

耐熱腐蝕涂層根據保護性氧化膜類型分為Cr2O3形成涂層、Al2O3形成涂層、SiO2形成涂層，致密性氧化膜阻擋了熔鹽中S、Cl等向內擴散，同時減少合金元素與熔鹽及大氣接觸，降低合金元素消耗。下面列出了目前較常用的耐蝕性涂層及一些提高涂層耐蝕性的新方法。

(1) Cr2O3形成涂層。NiCr涂層作為目前主要的高溫防護涂層，其形成的Cr2O3以及一些尖晶石相能有效阻擋腐蝕介質向內擴散。Wang等[114]及Cheng等[122]發現，在NiCr涂層中提高Cr含量、降低Ni/Cr比可以提高Cr2O3、NiCr2O4膜致密性，進而有效阻擋腐蝕介質的擴散。研究人員[115,116]在FeCrAl、FeCrNiMoSi涂層中添加Al、Mo、Si等元素，促進了Cr2O3的形成，從而提高了涂層耐硫酸鹽腐蝕性能。此外，使用不同制備方法也對涂層耐腐蝕性能產生影響，Sundaresan等[139]使用D-gun制備的CoCrAlY、NiCoCrAlY、NiCr涂層比相同條件下使用PS制備的涂層結構更致密、孔隙率更低、顯微硬度更高，涂層在熱腐蝕環境中具有更短的瞬態氧化階段，提高了涂層抗熱腐蝕性能。

(2) Al2O3形成涂層。NiCrAlY作為最經典的高溫防護涂層，其表面形成致密Al2O3氧化膜，可以有效抵擋硫酸鹽腐蝕[120]。然而當涂層中有Cr2O3形成時，Cr2O3與氯化物熔鹽形成的活化氧化過程會導致表面致密的Al2O3發生嚴重氯化過程，失去保護性，Cl、O擴散使涂層發生嚴重內氧化從而使涂層失效[140]。Sadeghimeresht等[123]發現，Al2O3形成涂層相比于Cr2O3形成涂層具有更好的耐KCl熔鹽腐蝕性能。同時，Chawla等[117]使用PS技術首先在鐵基合金表面制備出TiAl、AlCr涂層，然后將涂層置于650℃ N2環境中氮化3 h，分別得到TiAlN、AlCrN涂層，氮化后涂層孔隙率下降，在硫酸鹽環境中，TiAlN表面形成的Al2O3、TiO2相比于AlCrN表面產生的Al2O3、Cr2O3具有更好的抗熱腐蝕性。

(3) SiO2形成涂層。NiCrBSi作為代表性的含Si涂層，熱腐蝕過程中涂層表面形成熱力學穩定的SiO2相，可以有效抵擋硫酸鹽的硫化氧化過程[118]。同時，Sadeghimeresht等[92]發現，在KCl腐蝕環境中，NiCrMoSi涂層中形成的SiO2與SiCl4具有緩慢的轉化過程，降低了Cl的腐蝕速率。Zhang等[141]在CoCrAlY中添加Si后，促進了Al2O3保護膜的形成，同時涂層中形成的低溶解度CrSi相限制了硫化物的形成，降低了涂層內氧化速率。

陶瓷涂層，如Cr2O3、Al2O3、ZrO2-8Y2O3等，作為優良的抗腐蝕材料，在鍋爐領域也具有應用前景。目前陶瓷涂層主要制備方法有PS和D-gun，雖然陶瓷涂層具有優良的抗熱腐蝕性能，但其與基體材料結合強度低且熱膨脹系數不匹配，導致涂層在高溫腐蝕環境中容易發生斷裂而失效[124~126]。目前主要通過引入金屬黏結層，如NiCr涂層，來提高陶瓷涂層的結合強度[127~129]，延長涂層服役壽命。同時，Goyal等[130]及Kumar等[131]使用低能球磨方法在Al2O3、ZrO2-Y2O3中加入碳納米管(carbon nanotube， CNT)，CNT在熱腐蝕過程中深入陶瓷裂紋和微孔，大幅度提高涂層耐蝕性能，為陶瓷涂層在鍋爐領域的應用提供了新的思路。

除了傳統的合金涂層和陶瓷涂層，金屬陶瓷涂層兼具合金相的強韌性和陶瓷相的高溫穩定性，成為鍋爐防護涂層未來重點發展方向。Cr3C2-NiCr作為傳統的金屬陶瓷涂層已得到廣泛應用[132,137]，但Cr3C2相在噴涂過程中容易脫C而失去保護性能[142]。因此，目前研究人員開始關注其他合金及氧化物、碳化物、硼化物等添加相對涂層熱腐蝕性能的影響。Mudgal等[132]使用球磨法在Cr3C2-NiCr中添加CeO2，在Na2SO4和NaCl腐蝕環境中，CeO2向涂層表面富集形成致密氧化層，由于稀土離子向氧化物晶界的擴散阻塞了合金元素擴散路徑，使得涂層合金元素消耗降低，進而降低涂層熱腐蝕增重。Ahuja等[133]發現在Cr3C2-NiCr中加入Zr元素，形成釘扎效應，提高了涂層抗熱腐蝕性能。Singh等[135]在Ni-20Cr中添加TiC及Re，結果表明，熱腐蝕過程中形成了NiTiO3，降低了涂層表面氧化速率，同時Re在涂層中穩定存在，未發生氧化，阻礙了S、O等的內擴散。吳姚莎[138]在NiCrBSi涂層中添加TiB2制備出納米NiCrBSi-TiB2涂層，熱腐蝕過程中形成的TiO2、SiO2相提高了涂層抗熱腐蝕性能。本文作者開展了鎳基-硼化物金屬陶瓷粉末及涂層的制備研究。采用機械球磨及噴霧造粒法成功制備了NiCrBSi-ZrB2粉末，粉末成分均勻、流動性好，并使用HVOF技術制備了NiCrBSi-ZrB2金屬陶瓷涂層，所制備涂層結構致密、孔隙率低、結合強度高。粉末及涂層制備方法如圖7所示。NiCrBSi-ZrB2涂層熱腐蝕及高溫磨損性能如圖8所示。添加40%ZrB2涂層在700℃、KCl熔鹽環境中表現出明顯優于傳統NiCrBSi涂層的熱腐蝕抗性，形成的熱腐蝕層外側為尖晶石相，內側為非晶態SiO2相，同時涂層/界面側形成一層連續的富Zr層，SiO2層和富Zr層阻擋了Cl、O內擴散過程，涂層熱腐蝕增重明顯降低。同時采用球盤摩擦磨損實驗測試了涂層700℃高溫磨損性能，添加ZrB2后涂層顯微硬度明顯升高，涂層中形成的CrB相降低了涂層磨損量，添加40%ZrB2涂層表現出優異的耐磨性能。

圖7   NiCrBSi-ZrB2金屬陶瓷粉末及涂層制備方法示意圖

圖8   NiCrBSi-ZrB2涂層熱腐蝕及高溫磨損性能

此外，研究人員通過后處理來改善涂層缺陷，進一步提高涂層耐蝕性能。Chatha等[137]使用封孔、熱處理方法提高Cr3C2-NiCr涂層致密性，降低涂層裂紋和孔洞等缺陷對腐蝕介質的輸運而提高耐蝕性。Cai等[143]使用大電流脈沖電子束對PS制備的CoCrAlY涂層進行輻照處理，未熔顆粒重新熔化凝固使涂層表面光滑致密化且晶粒細化，誘導處理后表面形成連續致密的Al2O3層并使其在瞬時腐蝕過程中自愈合，提高了涂層的耐腐蝕性能。

3.2 耐沖蝕磨損涂層設計與制備

3.2.1 涂層成分及結構設計

耐沖蝕磨損涂層成分及結構設計原則應該滿足以下4點要求[57,144,145]：(1) 涂層具有較高的顯微硬度，可以制備陶瓷涂層或在合金涂層中添加陶瓷相來提高涂層顯微硬度，如添加氧化物、碳化物、硼化物陶瓷等相；(2) 涂層與基體之間應該具有較高的結合強度，尤其對于陶瓷涂層，可以通過制備金屬黏結層來提高結合強度；(3) 涂層在高溫環境中表面能形成硬質相或潤滑相，降低涂層磨損率；(4) 陶瓷涂層及金屬陶瓷涂層應選擇兼具高導熱系數和高硬度的陶瓷相作為涂層成分，在保證鍋爐導熱性的同時提高其耐沖蝕磨損性能。

3.2.2 涂層制備與沖蝕磨損性能

鍋爐中的磨損問題主要是由硬質灰顆粒以不同角度撞擊材料造成的沖蝕磨損，這要求涂層具有較高的顯微硬度和結合強度，同時涂層應具有低孔隙率來抵擋含硫、含氯煙氣及熔鹽的熱腐蝕。由于模擬鍋爐沖蝕實驗的復雜性，涂層材料的沖蝕磨損評價指標尚無統一標準，目前主要通過實驗室模擬沖蝕實驗和實際鍋爐運行環境掛片實驗來表征材料的沖蝕磨損性能，實驗室條件下涂層沖蝕磨損率(erosion wear rate)為涂層沖蝕磨損質量損失與沖蝕粒子質量之比[146]，根據沖蝕環境和沖蝕時長，也采用厚度損失(thickness loss)、體積損失(volume loss)、質量損失(weight loss)來表征涂層耐沖蝕磨損性能。不同涂層沖蝕磨損率比較如表8[146~153]所示。

表8   不同熱噴涂涂層沖蝕磨損率比較[146~153]

目前以Cr3C2-NiCr、WC-12Co為代表的碳化物金屬陶瓷涂層廣泛應用于磨損、腐蝕等侵蝕環境中[154]，然而Cr3C2陶瓷在高溫下容易脫碳分解，使材料硬度下降[142]，制約其在鍋爐領域的應用。研究人員也開始關注其他碳化物、氧化物、硼化物陶瓷添加對涂層耐磨性的影響。Bala等[151]在NiCr中添加TiC和Re促進了Cr2O3保護膜的形成，在實際鍋爐腐蝕-沖蝕交互作用環境中，致密的Cr2O3膜提高了涂層耐腐蝕-沖蝕性能。Praveen等[146]在NiCrBSi中添加Al2O3提高了涂層顯微硬度，同時Al2O3在涂層中起到了釘扎和屏蔽效應，減弱了沖蝕粒子對鎳基軟質相的剪切作用，使涂層在30°沖蝕角作用下沖蝕磨損率比無涂層保護基材降低2.5倍。Wu等[155]使用高能球磨法在NiCrBSi中添加TiB2陶瓷相制備了納米結構NiCrBSi-TiB2涂層，球盤摩擦磨損實驗結果表明，NiCrBSi-TiB2磨損率比相同條件下NiCrBSi涂層降低1個數量級，納米涂層高的斷裂韌性降低了涂層硬質相和軟質相的分離，提高了涂層耐磨性。研究人員也關注了其他合金涂層(如NiCrAlY、Stellite 6等[148,150])及陶瓷涂層(如Al2O3-3TiO2等[153])的耐沖蝕性能，雖然其具有較低的沖蝕磨損率，但合金涂層較低的顯微硬度及陶瓷涂層較低的結合強度限制了其在鍋爐領域的應用。

4 防護涂層在發電鍋爐領域的典型應用

為實現“雙碳目標”，在現有燃煤鍋爐的基礎上，生物質及生物質-燃煤混燒鍋爐開始大范圍推廣應用，這對鍋爐材料耐蝕耐磨性能提出了更高的要求。由于新型高溫合金研發周期長且整體應用的成本較高，在現有鍋爐鋼材料上直接應用防護涂層以提高材料高溫耐蝕耐磨性能，成為鍋爐防護的首選方法。研究人員通過大量模擬實驗，在已有的涂層制備、腐蝕及磨損機理研究基礎之上，越來越多防護涂層被開發并應用到發電鍋爐領域。針對燃煤鍋爐、生物質鍋爐及生物質-燃煤混燒鍋爐不同的服役環境，以下列舉了3種鍋爐典型防護涂層應用。

4.1 燃煤鍋爐

燃煤鍋爐煙氣溫度通?？梢赃_到900℃以上，同時燃煤中硫酸鹽腐蝕和顆粒磨損在高溫下造成的協同效應更容易導致鍋爐管管壁減薄而發生爆管事故。燃煤鍋爐不同部位實際運行工況存在較大差異，水冷壁主要受到高溫煙氣及一些黏結性灰渣造成的熱腐蝕，過熱器及再熱器管壁容易發生熔鹽積灰腐蝕，省煤器部位由于煙氣流速大且含有較多灰渣等硬質顆粒容易造成沖蝕磨損，因此在不同部位需制備不同防護涂層來提高鍋爐服役性能。對于以腐蝕為主的服役環境如水冷壁、過熱器、再熱器，選擇金屬涂層作為防護涂層，而對于磨損及沖蝕為主的服役環境如省煤器，主要選擇金屬陶瓷涂層或陶瓷涂層作為防護涂層。以印度旁遮普省Guru Gobind Singh超級熱電廠為例，研究人員已經使用HVOF在燃煤鍋爐低溫過熱器表面沉積NiCrAl涂層，在700℃環境中運行1000 h后涂層表面沒有出現明顯的結垢和斷裂現象[156]。在540℃低溫一級過熱器表面沉積NiCrAlY涂層，經過1000 h腐蝕-沖蝕后涂層未出現明顯減薄，表面形成的高硬度Cr2O3和Al2O3相抵御飛灰沖蝕磨損效果明顯[148]。此外，研究人員[134]也將Cr3C2-NiCr-(WC-Co)涂層用于低溫過熱器中部位置沖蝕-腐蝕的防護，Cr2O3、NiCr2O4及NiWO4使涂層具有較好的服役性能，涂層服役1500 h后仍保持完整結構。我國也在燃煤鍋爐防護領域開發出適用于不同煤炭品位的防護涂層，以新疆準東660 MW燃煤鍋爐為例，研究人員[157]開發出ZrO2-CeO2-La2O3納米陶瓷涂層用于準東燃煤鍋爐水冷壁熱腐蝕防護，鍋爐長時間運行后陶瓷涂層能有效降低煤中S、Cl腐蝕介質對基材的侵蝕，減少灰渣在管壁的黏結富集，明顯提高了鍋爐管服役壽命。NiCrAlY基涂層、ZrO2等陶瓷涂層及Cr3C2-NiCr系列涂層在燃煤鍋爐中都顯示出優異的耐蝕耐磨性能。

4.2 生物質鍋爐

堿金屬氯化物腐蝕造成的生物質鍋爐材料損失高居三類鍋爐之首，尤其是鍋爐水冷壁長期遭受高溫含Cl腐蝕性氣體及KCl熔鹽造成的熱腐蝕，容易產生爆管等安全事故，而Cr2O3和Al2O3對氯腐蝕抵御效果不明顯。自熔性合金涂層(如NiCrBSi涂層)由于其結構均勻致密、結合強度高、不與基體發生互擴散，日本三菱重工業公司成功將NiCrBSi涂層應用于生物質鍋爐水冷壁防護，涂層表面形成的SiO2保護層耐氯腐蝕作用明顯，鍋爐材料從未涂覆涂層的每年減薄1 mm降低到涂覆涂層后的3年減薄0.1~0.2 mm[158]，延長了鍋爐管壁服役壽命。芬蘭皮耶塔爾薩里Alholmens Kraft電廠550 MW 循環流化床鍋爐作為世界上最大的生物質鍋爐之一，研究人員將NiCr及FeCr涂層用于750℃過熱器區域熱腐蝕防護，涂層服役5900 h后失效，2種涂層耐氯腐蝕性能都較差，FeCr具有更高的腐蝕速率[159]。總體來看，NiCrBSi基涂層是目前生物質鍋爐防護的首選材料。

4.3 生物質-燃煤混燒鍋爐

生物質-燃煤混燒發電作為未來生物質發電最具前景的方向，其中，解決生物質-燃煤混燒鍋爐腐蝕-沖蝕問題成為該技術推廣的關鍵。CoCrWC (Stellite 6)涂層具有較高的顯微硬度和耐腐蝕性能，瑞典奈舍生物質電廠使用Stellite 6涂層作為630℃低溫生物質-燃煤混燒鍋爐過熱器防護涂層，鍋爐運行2100 h后依然表現出較好的耐腐蝕-沖蝕性能[160]，同時該涂層也應用于860℃高溫無煙煤-秸稈混燒鍋爐過熱器中，鍋爐運行1630 h后也表現出優異性能，形成的Cr2O3和CoCr2O4耐腐蝕-沖蝕作用明顯[161]。除了金屬涂層較常用于生物質-燃煤混燒鍋爐防護外，Cr3C2-NiCr涂層在硫酸鹽-氯化物鹽存在下也表現出較好的耐腐蝕性能，然而高溫下碳化物容易分解導致Cr等保護性元素消耗速率加快，不利于涂層長期服役[132]。

總體來看，目前燃煤鍋爐及生物質鍋爐防護領域廣泛采用的涂層以金屬涂層及金屬陶瓷涂層為主，生物質-燃煤混燒鍋爐發展較晚，相應的防護涂層使用較少。為降低碳排放，研發適用于生物質及生物質-燃煤混燒鍋爐防護涂層將是未來鍋爐防護領域重點發展方向。

5 發電鍋爐防護涂層研究展望

隨著近年來“碳達峰-碳中和”目標的提出，電力領域以燃煤發電為主的局面開始向燃煤發電、生物質發電、生物質-燃煤混燒發電多極發展的趨勢逐漸轉變，這也促進了對鍋爐高溫防護涂層材料及腐蝕-磨損機理的深入研究，發電鍋爐防護涂層逐漸從模擬實驗轉向實際應用。本文就鍋爐運行環境下材料腐蝕-磨損機理、鍋爐材料發展及防護涂層研究應用現狀做了評述。由于鍋爐燃燒環境的復雜性，鍋爐防護領域仍存在一些問題亟待解決，同時隨著材料研究新技術的發展，涂層材料研發也出現一些新方法和新思路。

5.1 存在問題

目前防護涂層熱腐蝕及磨損性能評價主要在實驗室模擬環境下進行，熱腐蝕介質、顆粒侵蝕條件、溫度條件、實驗時間均與鍋爐實際運行環境存在差異，涂層失效機理及材料研發主要有以下3方面的問題：

(1) 熱腐蝕機理研究不深入。由于熱腐蝕實驗周期較長，大多數研究往往集中在基于掃描電鏡、能譜和X射線衍射定性表征的腐蝕層成分組成及涂層微觀結構和相組成，對涂層不同腐蝕階段物相動態形成過程未有深入研究。為了更好地了解涂層熱腐蝕機理，可以從腐蝕過程的在線表征和腐蝕機制的原子水平分析等方面進行深入研究。

(2) 缺乏精確的腐蝕-磨損預測模型。目前鍋爐材料失效模型研究主要通過實驗室模擬單一腐蝕或磨損環境來實現，而鍋爐材料的失效通常發生在腐蝕-磨損耦合環境中，因此無法通過實驗室規模的實驗結果來預測涂層實際使用壽命。從目前研究結果來看，缺乏涂層在腐蝕-磨損耦合環境下的評價標準，尤其缺乏對涂層磨損實驗及性能的測試規范和評價標準。因此，未來需要建立鍋爐燃燒模擬實驗平臺來準確、有效、全面評估涂層性能。

(3) 應用于含硫、含氯、磨損環境高溫防護涂層種類單一，粉末合成設計-涂層結構設計-服役性能評價一體化研究工作開展較少。致密結構和耐蝕元素添加都有助于延長涂層使用壽命，目前研究大部分集中在通過改進技術手段來制備致密涂層結構，或通過在已有涂層體系中添加微量或少量增強相如陶瓷相或稀有金屬及氧化物來提高涂層耐蝕耐磨性能。粉末制備工藝研究較少，缺乏從粉末到涂層的一體化研究，導致新型涂層材料研發緩慢。粉末制備作為熱噴涂涂層制備的源頭，未來應加強粉末材料設計合成工藝與熱噴涂涂層材料制備工藝的協同發展。

5.2 發展趨勢及展望研究

5.2.1 涂層材料基因工程篩選

材料基因組工程結合薄膜生長原理、合金凝固方程等和高通量快速計算(如密度泛函、第一性原理計算等)，通過材料性能數據庫建設和構建從原子排列到相組織結構再到材料宏觀使用性能的精確脈絡關系，為新型耐高溫防護涂層的研發提供新思路和新方法[162~164]。已有研究表明，在材料中添加MAX相如Cr2AlC、Ti2AlC等可以大幅度提高材料耐蝕性能[165~167]，通過材料基因組工程尋找和設計適用于鍋爐服役環境的MAX添加相成為提高鍋爐防護涂層高溫耐蝕性能的新途徑。高熵合金由于其自身微觀結構和力學性能的可調節性[168~170]，可以通過成分設計來制備滿足鍋爐使用條件的新型涂層材料。另外，涂層傳熱性能直接影響鍋爐發電效率，然而目前還沒有基于理論或物理模型預測得到令人滿意的涂層接觸傳熱系數[171,172]，通過機器學習方法建立鍋爐燃燒環境中腐蝕-磨損-傳熱多因素影響下的涂層傳熱模型，為建立防護涂層傳熱性能評價指標奠定基礎。

5.2.2 生物質鍋爐發展趨勢下的涂層研發

為降低碳排放，生物質發電及生物質-燃煤混燒發電將是未來電力重點發展方向，高裝機容量、高熱交換效率超臨界鍋爐發電技術未來也將應用到生物質發電領域，這對生物質鍋爐防護涂層在更高溫度更高壓力下的耐蝕耐磨性能提出了更高要求。目前研究人員對于生物質鍋爐耐氯腐蝕涂層已經開展了一些研究性工作，而對于涂層耐沖蝕-磨損性能研究較少，未來研發兼具優良耐氯腐蝕及耐沖蝕-磨損性能涂層將成為生物質鍋爐防護涂層發展趨勢。目前已有國內外研究人員開始關注鍋爐防護涂層高溫磨損性能的提升，主要通過粉末合成設計-涂層結構設計-服役性能評價一體化研究來進行相關新材料的研發。例如，Yury等[173]將Y元素通過粉末合金化加入到Cr13Al5B8芯材中并通過AS技術制備得到FeCrBAlY涂層，該涂層耐700℃磨損率相比于FeCrC涂層降低20%；本文作者采用機械球磨、噴霧造粒等方法和HVOF技術分別制備了NiCrBSi-ZrB2金屬陶瓷粉末和涂層，金屬陶瓷涂層在700℃下的耐磨性能相比于傳統NiCrBSi合金涂層提升50%。但是相關研究目前還處于初級階段，除了繼續研發相關涂層體系之外，還需要探索硬質相以及在燒結和噴涂過程中產生的物相對涂層腐蝕及磨損的影響，為研發低成本、耐磨損、優異的耐高溫腐蝕以及高熱交換效率的工業化應用涂層材料提供重要參考價值。

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