0 引言

Inconel718 屬于一種以 γ〞-(Ni3Nb)和 γ′-(Ni3Al)為主要強(qiáng)化相的沉淀析出強(qiáng)化型鎳基高溫合金[1-2],在合金85%的熔點溫度仍具有優(yōu)良的組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和抗氧化性能,還可保持較高的強(qiáng)度[3],廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片等熱端部件。由于在高溫、高燃?xì)飧g、循環(huán)載荷、振動以及高推重比等嚴(yán)苛的工作環(huán)境中長期服役, 易導(dǎo)致鎳基高溫合金部件發(fā)生燒蝕、掉塊等損傷,嚴(yán)重制約著裝備的正常使用和服役安全。采用特定的表面修復(fù)技術(shù)可恢復(fù)材料尺寸和性能, 為鎳基高溫合金綜合使役性能的保持和再生提供可行途徑[4]。

目前,通常采用激光熔覆技術(shù)、火焰噴涂技術(shù)、超音速等離子噴涂等熱噴涂技術(shù)對鎳基高溫合金表面進(jìn)行修復(fù),制備的鎳基高溫合金涂層存在致密性差、氧化含量重、殘余應(yīng)力高、結(jié)合強(qiáng)度低等問題[5]。激光熔覆層內(nèi)部存在較大的殘余張應(yīng)力[6],易導(dǎo)致熔覆層出現(xiàn)裂紋等缺陷;超音速等離子噴涂技術(shù)由于較高的噴涂溫度,制備的涂層易出現(xiàn)氧化相變等問題[7]。超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化技術(shù)是以燃燒溫度較低的丙烷與壓縮空氣作為整個系統(tǒng)的熱源,氫氣作為還原氣體,產(chǎn)生的超音速焰流攜帶粉末顆粒以熱塑態(tài)與基體表面發(fā)生劇烈碰撞, 同時激光對基體和沉積顆粒進(jìn)行同步加熱具有軟化作用,誘發(fā)粉末顆粒與基體產(chǎn)生高塑性變形,進(jìn)而形成沉積涂層的一種新型噴涂工藝。研制的超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化系統(tǒng)具有低溫、高速特性,噴槍中的焰流溫度可控制在600~1000℃ 范圍內(nèi)[8],溫度遠(yuǎn)低于電弧噴涂( 大約10 000℃ [9])和超音速等離子噴涂( 25 000℃ 以上[10]) 等高溫噴涂技術(shù),適用于噴涂氧化敏感、相變敏感和溫度敏感材料。目前利用超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化技術(shù)對鎳基高溫合金進(jìn)行表面修復(fù)鮮有報道。

文中針對鎳基高溫合金Inconel718 表面損傷問題,采用超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化技術(shù)在基體表面制備晶格結(jié)構(gòu)、晶格參數(shù)相同的Inconel718 修復(fù)涂層,研究了超音速微粒沉積與激光同步強(qiáng)化技術(shù)對Inconel718 合金涂層顯微結(jié)構(gòu)的影響,評價了在750℃ 高溫環(huán)境中不同氧化時間下涂層表面氧化產(chǎn)物形貌、類型,分析了氧化機(jī)理,為鎳基高溫合金損傷件尺寸與性能恢復(fù)提供技術(shù)支撐。

1 材料及方法

1.1 試驗材料

試樣基體材料和涂層材料均為鎳基高溫合金Inconel718,晶格結(jié)構(gòu)和晶格參數(shù)相同,修復(fù)界面相容性匹配性較好,更容易制備低界面能和高結(jié)合強(qiáng)度的涂層。 Inconel718 基體試樣尺寸為20 mm×20 mm×5 mm,噴涂前對基體進(jìn)行除油、除銹以及噴砂粗化處理,砂料是粒度為150 目的棕剛玉,噴砂壓縮空氣壓力為0.7~0.8 MPa,噴砂角度90°,噴砂距離100 mm。噴涂粉體采用氣霧化法制備的Inconel718 鎳基高溫合金粉末,顆粒粒徑在15~45 μm范圍內(nèi)。由圖1 看出顆粒球形度較好,表面較為光滑,但部分粉末伴有行星顆粒。噴涂粉末使用前在100℃ 烘箱中烘干2 h,其化學(xué)成分如表1 所示。

圖1 噴涂用Inconel718 鎳基高溫合金粉末形貌

表1 噴涂用Inconel718 鎳基高溫合金粉末化學(xué)成分

1.2 涂層制備

采用裝備再制造技術(shù)國防科技重點實驗室研制的超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化設(shè)備制備Inconel718 鎳基高溫合金涂層。該設(shè)備主要包括光纖耦合半導(dǎo)體激光器(DILAS Compact Evolution 1200),最大功率為1.3 kW,通過調(diào)節(jié)激光功率來保持激光的輻照溫度,通過調(diào)節(jié)激光頭角度使激光光斑與噴槍沉積點重合。高壓氣體由高壓氣瓶(氮氣)和空氣壓縮機(jī)提供,超音速微粒沉積技術(shù)選用燃燒溫度較低的丙烷作為整個噴涂系統(tǒng)的主燃料,保證Inconel718 粉末以熱塑態(tài)撞擊鎳基高溫合金基體,可有效降低噴涂粉末的氧化和脫碳風(fēng)險;選用氫氣作為助燃?xì)怏w和還原氣體, 在噴涂高溫環(huán)境奪取粉末顆粒中的氧元素使其還原,減小鎳基高溫合金粉末在沉積過程中的氧化和氮化。在沉積過程中,燃料與壓縮空氣混合后在噴槍中燃燒,噴涂焰流通過Laval噴管攜帶的噴涂顆粒與基體碰撞,通過調(diào)節(jié)激光頭角度,實現(xiàn)Laval噴嘴與激光頭保持同步運動,結(jié)構(gòu)示意圖如圖2 所示。涂層制備工藝參數(shù)如表2 所示。

圖2 超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化技術(shù)結(jié)構(gòu)原理示意圖

表2 超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化技術(shù)工藝參數(shù)

1.3 高溫氧化測試

利用Apreo S型場發(fā)射掃描電子顯微鏡對涂層厚度和表面、截面狀態(tài)進(jìn)行表征;利用Image J 8.0 圖像處理軟件和制備的Inconel718 鎳基高溫合金涂層截面背散射圖測定涂層孔隙率。恒溫氧化試驗在箱式電阻爐中進(jìn)行。試樣置于陶瓷坩堝中,蓋上坩堝蓋防止灰塵落入試樣表面, 在箱式電阻爐中進(jìn)行750℃ 高溫氧化試驗。升溫速度10℃/min,氧化保溫時間為50、100 和200 h,而后自然冷卻。試驗結(jié)束后利用自帶能譜分析儀的Apreo S型掃描電鏡觀察氧化表面/截面氧化皮形貌并分析氧化產(chǎn)物元素含量;利用日本生產(chǎn)的D/MAXΙΙΙ 2000 型多晶X-射線衍射儀分析涂層表面氧化前后物相類型;利用LabRAM HR evolution型拉曼光譜儀測定氧化產(chǎn)物的拉曼峰;利用FEI公司生產(chǎn)自帶能譜分析的Tecnai G2 F20-TWIN型透射電子顯微鏡進(jìn)行氧化產(chǎn)物的微觀觀察。

2 結(jié)果及分析

2.1 涂層表面/截面分析

涂層表面形貌、顆粒與涂層的X射線衍射圖譜如圖3 所示。從圖3(a)可以看出,涂層表面大部分沉積顆粒呈扁平狀均勻鋪展,整個涂層表面無較大裂紋、孔隙等缺陷,涂層表面局部出現(xiàn)明顯的顆粒熔化區(qū)域(A區(qū)),表明噴槍燃燒室對顆粒加熱到半熔融狀態(tài),并被高速焰流(以600~900 m/s)攜帶以熱塑態(tài)與基體表面發(fā)生碰撞,同時激光對基體和沉積顆粒有同步加熱軟化作用, 使大部分沉積顆粒發(fā)生劇烈的塑性變形在基體表面充分鋪展,固態(tài)沉積顆粒瞬間破碎成細(xì)小顆粒,填充大顆粒之間的孔隙,

融化的顆粒填補(bǔ)于涂層內(nèi)部孔隙之間,使涂層表面更致密[11]。但涂層表面也存在較為完整大顆粒,如圖3( a) 中B箭頭所指,原因是由于大顆粒在沉積過程中溫度遠(yuǎn)低于材料熔點,碰撞過程中塑性變形較困難;此外因最表面噴涂層部分顆粒缺少后續(xù)顆粒的夯實作用,也會導(dǎo)致部分顆粒不能發(fā)生更充分的塑性變形, 局部區(qū)域形成突起,涂層表面無較深的溝壑等缺陷存在。對Inconel718 粉末顆粒與涂層進(jìn)行XRD分析,如圖3( b) 所示,只檢測出一種鎳基固溶體 γ-Cr0.19Fe0.7Ni 0.11,涂層內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)明顯相變,也未出現(xiàn)明顯的氧化峰,一方面是因為氫氣是還原性氣體,在較高的噴涂溫度下可以奪取金屬氧化物中的氧元素使金屬還原;另一方面是因為主要的助燃?xì)怏w丙烷燃燒溫度較低,避免噴涂顆粒的氧化、相變現(xiàn)象。

圖3 Inconel718 涂層和粉末表面形貌和XRD圖譜

圖4 是涂層與基體結(jié)合界面處拋光后的SEM形貌。鎳基高溫合金涂層與Inconel718 合金基體結(jié)合處無明顯裂紋存在,涂層內(nèi)部較為致密,僅在局部區(qū)域存在分散不連續(xù)的孔隙。采用Image J軟件5 次計算該工藝制備涂層平均孔隙率僅為0.2%。超音速微粒沉積-激光強(qiáng)化技術(shù)過程中丙烷將顆粒加熱到熔融或半熔融狀態(tài)高速撞擊基體,同時激光輻照對顆粒和基體同步加熱,使顆粒以熱塑態(tài)高速撞擊基體發(fā)生劇烈的塑性變形獲得高致密度的涂層。涂層與基體界面處曲線起伏較大,發(fā)生的主要原因是激光加熱使Inconel718 顆粒與基體同時得到有效軟化,顆粒與基體發(fā)生劇烈碰撞的瞬間,接觸點的接觸壓力極高,在這種高溫、高應(yīng)力的極端沉積條件下,界面處發(fā)生絕熱剪切失穩(wěn)[12]; 有學(xué)者研究認(rèn)為[13] :涂層與基體結(jié)合界面處曲線的起伏程度會決定結(jié)合強(qiáng)度的大小,曲線起伏程度越大,涂層與基體結(jié)合界面處混合互鎖, 形成較為良好的界面結(jié)合,涂層與基體的結(jié)合強(qiáng)度越大。

圖4 Inconel718 涂層的截面形貌

2.2 涂層表面高溫氧化行為分析

圖5 是超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化技術(shù)制備的Inconel718 鎳基高溫合金涂層在750℃ 氧化50、100 和200 h后的表面形貌。通過圖5( a)中Inconel718 涂層高溫氧化50 h后表面的SEM可以看出,氧化層表面的氧化物呈兩種不同的形態(tài):一種是底層存在少量塊狀相對均勻致密的氧化產(chǎn)物形態(tài),如圖5( a)中A區(qū)域所示;另一種是在局部區(qū)域團(tuán)聚并且呈不規(guī)則形狀突出的氧化產(chǎn)物形態(tài),如圖5(a)中B區(qū)域所示。制備的Inconel718 涂層之所以表面形成形態(tài)不同的氧化組織,是因為涂層中Ni、Cr含量不同, 且在涂層中分布不同導(dǎo)致的,在高溫氧化過程中二者按不同的氧化機(jī)制進(jìn)行。將兩種不同區(qū)域的氧化產(chǎn)物組織進(jìn)行同等倍數(shù)的局部放大,其形貌分別如圖5(a)中框線所示。 Ni的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)比Cr高,造成Ni與O優(yōu)先發(fā)生反應(yīng)生成NiO,如圖5(a)中A區(qū)域所示;在局部富Cr區(qū)域,Cr比Ni活潑,Cr元素被氧化生成Cr2O3 逐漸在NiO局部區(qū)域覆蓋生長,如圖5(a)中B區(qū)域所示;根據(jù)表3 能譜數(shù)據(jù)分析以及圖7 中氧化50 h后XRD結(jié)果可知A、B區(qū)域?qū)?yīng)的氧化產(chǎn)物分別為NiO與Cr2O3。隨著氧化時間延長,覆蓋在NiO表面生長的Cr2O3 不斷擴(kuò)張,幾乎覆蓋整個NiO表面,生成的塊狀Cr2O3 氧化物連續(xù)且致密,具有較強(qiáng)的抗高溫氧化性能,如圖5(b)所示。合金涂層在高溫環(huán)境下部分附著在NiO表面生長的Cr2O3 會和NiO發(fā)生固相反應(yīng)生成NiCr2O4 尖晶石氧化物[14] : Cr2O3 +NiO=NiCr2O4,且NiCr2O4 衍射峰隨氧化時間的延長是逐步升高的。

圖5 Inconel718 涂層750℃氧化后表面形貌

表3 圖5 中各區(qū)域能譜分析結(jié)果

氧化200 h截面形貌及氧化元素線掃描曲線如圖6 所示。氧化皮截面較為致密,厚度達(dá)到20 μm以上,且氧化皮線掃描Cr、Ni元素含量非常高。結(jié)合表3 中D區(qū)域能譜分析、圖8( b)拉曼光譜分析可知,圖5( c) 所示箭頭所指區(qū)域局部突起的塊狀則是NiCr2O4 尖晶石氧化物[ 15];氧化皮在高溫環(huán)境中有效減緩了外界氧元素向涂層、基體內(nèi)部擴(kuò)散,極大增強(qiáng)了Inconel718 鎳基高溫合金涂層的抗高溫氧化性能。同時在Inconel718 合金基體上制備的Inconel718 修復(fù)涂層極大的提高了其在高溫工作環(huán)境中的應(yīng)用壽命,為將來鎳基高溫合金表面抗高溫氧化修復(fù)強(qiáng)化技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展提供可行性思路。

圖7 是涂層試樣在750℃ 氧化不同時間后的表面氧化產(chǎn)物XRD物相分析結(jié)果,涂層氧化產(chǎn)物較為復(fù)雜,主要組成為含Ni的尖晶石Cr2O3·NiO、 NiCr2O4、( Fe 0.86Al 0.14) 2O3、 Fe2O3、AlSi2O13 等。在氧化初期,Cr與Ni的氧化速率明顯較快,優(yōu)先形成富Cr、Ni元素的氧化產(chǎn)物Cr2O3·NiO;隨氧化時間的延長, 外氧化層除形成Cr、Ni元素以外還存在富Fe和Al的氧化產(chǎn)物Fe2O3、AlSi2O13。這些復(fù)雜的氧化產(chǎn)物在涂層表面形成致密的氧化薄膜,結(jié)合圖6( a) 分析可知氧化皮厚度達(dá)到20 μm以上。

圖6 氧化200 h后氧化物截面形貌及氧化元素線掃描分析

圖7 Inconel718 涂層在750℃ 分別氧化0、50、100、 200 h后表面氧化皮XRD物相分析

結(jié)合圖8 中100 和200 h氧化產(chǎn)物拉曼光譜分析, 出現(xiàn)的兩個主要的拉曼峰為Cr2O3 與NiCr2O4。從動力學(xué)角度來看,擴(kuò)散速度較快和反應(yīng)活化性較高的元素優(yōu)先在涂層表面形成氧化薄膜,根據(jù)相關(guān)學(xué)者的研究得出結(jié)論:如果540 和610 cm-1 在拉曼圖譜中同時存在,則氧化薄膜中一定含有Cr2O3 [16],但NiO的拉曼峰也出現(xiàn)在540 cm-1 拉曼位移處,可以直接證明氧化皮外表面主要成分一定是Cr2O3 和少量的NiO [17]。在圖8 中還另存在一個位于670 cm-1 處較強(qiáng)的拉曼峰,尖晶石氧化物拉曼光譜中最強(qiáng)峰恰好也位于670 cm-1,可以將位于670 cm-1 拉曼位移處的拉曼峰歸因于合金表面氧化生成的尖晶石氧化物,且該拉曼強(qiáng)度在200 h較100 h明顯增強(qiáng);尖晶石氧化物拉曼峰高于Cr2O3 的拉曼峰,結(jié)合不同氧化時間表面形貌和EDS數(shù)據(jù)分析,670 cm-1 拉曼移處的拉曼峰確認(rèn)為NiCr2O4 [18]。但拉曼圖譜中各相的拉曼強(qiáng)度存在差別,可能是拉曼分析過程中對涂層氧化皮表面納米顆粒相靈敏度較高,導(dǎo)致拉曼峰強(qiáng)度有不同程度的改變[19]。

圖8 750℃氧化100 和200 h的氧化皮拉曼光譜分析

利用自帶能譜分析的場發(fā)射高分辨透射電子顯微鏡測試Inconel718 鎳基高溫合金涂層經(jīng)750℃氧化200 h后形成的氧化皮,圖9(a)是氧化產(chǎn)物Cr2O3 明場像形貌;圖9(b)是其中一個晶粒在[110]晶帶軸下的高分辨像(HRTEM) 以及這個晶粒相對應(yīng)的由傅里葉變換(FFT)得到的衍射光斑。圖9(a) 表明納米級顆粒低倍形貌分布并不均勻,出現(xiàn)大片的團(tuán)聚現(xiàn)象。通過傅里葉轉(zhuǎn)換衍射光斑晶面間距值與PDF卡片相應(yīng)的d值基本一致,再結(jié)合能譜分析元素含量分別為: 5.51%C、42.17%O、45.39%Cr和0.85%Fe,可以確定該納米級氧化產(chǎn)物為Cr2O3。

2.3 氧化皮形貌及元素分布

圖10 是Inconel718 涂層在750℃氧化不同時間下氧化皮截面形貌及元素分布。從整個截面可以看出氧化50、100 和200 h后氧化皮平均厚度大約為10、16 和20 μm。隨氧化時間的延長氧化皮的厚度逐漸增加;從氧化皮線掃描可以看出:在氧化初期,最外層氧化皮中Fe元素含量非常高,Inconel718 合金中Fe元素含量比Cr高,Fe與O的親和力較強(qiáng)發(fā)生氧化生成Fe2O3 [20]。同時Ni元素也會擴(kuò)散氧化成NiO,根據(jù)學(xué)者Foley研究得出結(jié)論:在高溫環(huán)境下NiO與Fe2O3 是不能共存的, 二者會發(fā)生固相成復(fù)合相NiFe2O4 [21]。隨著氧化時間的延長, Cr2O3 與NiO二者會發(fā)生固相反應(yīng)生成NiCr2O4 尖晶石氧化物;從氧化皮截面可以看出,氧化皮與涂層附著緊密,界面處無明顯的裂紋、孔洞存在,氧化皮與基體無開裂、脫落現(xiàn)象,各種氧化產(chǎn)物構(gòu)成的氧化皮可以共同有效抑制外界氧元素向涂層與基體內(nèi)部滲入,減緩高溫合金涂層的氧化失效。

圖9 納米級氧化物Cr2O3 透射電鏡分析

圖10 750℃高溫氧化不同時間氧化皮截面形貌和化學(xué)元素線掃描分析

3 結(jié)論

(1)利用超音速微粒沉積-激光同步強(qiáng)化工藝制備的Inconel718 涂層組織致密,無明顯裂紋等缺陷存在,孔隙僅為0.2%。通過涂層XRD分析沉積層物相組成與原始Inconel718 鎳基高溫合金粉末保持一致,涂層內(nèi)無明顯碳化物分解、氧化物夾雜存在。

(2)在氧化初期,Inconel718 合金涂層表面快速氧化形成富Fe、Ni、Cr的Fe2O3、Cr2O3、NiO、(Fe0.86Al 0.14 )2O3。 Ni含量較高且擴(kuò)散速度比Cr快,Ni與O優(yōu)先發(fā)生反應(yīng)生成NiO。在局部富Cr區(qū)域,Cr比Ni活潑,Cr元素被氧化生成Cr2O3 逐漸在NiO局部區(qū)域覆蓋生長;Fe與O的親和力較強(qiáng)生成Fe2O3。

(3)在高溫環(huán)境中,隨著氧化時間的延長, NiO與Fe2O3 二者會生成復(fù)合相NiFe2O4;覆蓋在NiO表面的Cr2O3 生長不斷擴(kuò)張,與NiO發(fā)生固相反應(yīng)生成尖晶石氧化物NiCr2O4。氧化時間為200 h時外層氧化皮主要由NiFe2O4、NiCr2O4 兩種氧化產(chǎn)物共存。氧化皮有效抑制外界氧元素向涂層以及基體內(nèi)部滲入,減緩Inconel718 合金涂層的氧化失效。

參考文獻(xiàn)

[1] CHEN Y,LU F,ZHANG K,et al.Dendritic microstructure and hot cracking of laser additive manufactured Inconel 718 under improved base cooling[J].Journal of Alloys & Com-pounds,2016,670:312-321.

[2] ZHONG C,GASSER A,KITTEL J,et al.Improvement of material performance of Inconel 718 formed by high deposi-tion-rate laser metal deposition [J].Materials & Design,2016,98:128-134.

[3] BETTERIDGE W,SHAW S W K.Development of superal-loys[J].Journal of Materials Science & Technology,1987,3:682-694.

[4] 徐濱士,朱紹華.表面工程的理論技術(shù)[ M].2 版.北京:國防工業(yè)出版社,2010.

XU B S,ZHU S H.Theories and technologies on surface en-gineering [M].The Secend Edition.Beijing:National De-fense Industry Press,2010(in Chinese).

[5] 陳麗梅,李強(qiáng).等離子噴涂技術(shù)現(xiàn)狀及發(fā)展[J].熱處理技術(shù)與裝備,2006,27(1):1-5.

ZHANG L M,LI Q.Status and development of plasma spray technology[J].Heat Treatment Technology and Equipment,2006,27(1):1-5(in Chinese).

[6] YU T,DENG Q L,DONG G,et al.Influence of Ta on crack susceptibility and mechanical properties of laser clad Ni-based coating [J].Journal of Mechanical Engineering,2011,47(22):25-30.

[7] 于鶴龍,張偉,郭永明,等.等離子噴涂鎳基合金涂層內(nèi)聚強(qiáng)度的截面劃痕表征[J].摩擦學(xué)學(xué)報,2014,34(5):570-577.

YU H L,ZHANG W,GUO Y M,et al.Bond behaviors characterization of the plasma sprayed NiCrBSi coating by scratch testing on coating cross-section[J].Tribology,2014,34(5):570-577(in Chinese).

[8] 王曉明,周超極,朱勝.超音速微粒沉積鎳基合金涂層的微觀結(jié)構(gòu)與摩擦磨損行為[J].粉末冶金材料科學(xué)與工程,2016,21(2):282-288.

WANG X M,ZHOU C J,ZHU S.Microstructure and friction behavior of nickel-based coating prepared by supersonic parti-cles deposition [J].Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy,2016,21(2):282-288(in Chinese).

[9] TOMA S L.The influence of jet gas temperature on the char-acteristics of steel coating obtained by wire arc spraying[J].Surface & Coatings Technology,2013,220(15):261-265.

[10] FANG J C,ZENG H P,XU W J,et al.Prediction of in-flight particle behaviors in plasma spraying[J].Journal of A-chievements in Materials & Manufacturing Engineering,2006,18(1/2):283-286.

[11] 王曉明,朱勝,韓國峰.低溫超音速噴涂原態(tài)沉積高鋁青銅涂層的耐腐蝕性能[J].中國表面工程,2017,30(3):66-73.

WANG X M,ZHU S,HAN G F.Corrosion resistance of alu-minum-rich bronze coating deposited by low thermal super-sonic spraying technique maintaining original characteristics of particle[J].China Surface Engineering,2017,30(3):66-73(in Chinese).

[12] 楊理京,張群莉,姚建華.超音速激光沉積法制備Ni60涂層的顯微組織及沉積機(jī)理[J].中國激光,2015,42(3):5-13.

YANG L J,ZHANG Q L,YAO J H.Microstructure and deposition mechanism of Ni60 coatings prepared by superson-ic laser deposition[J].Chinese Journal of Lasers,2015,42(3):5-13(in Chinese).

[13] LIU J,MENG F J,YIN F L,et al.Progress in research on bonding interface between thermal spraying coating and sub-strate[J].Journal of Materials Engineering,2017,45(1):101-110.

[14] BENSCH M,STAO A,WARNKEN N.Modelling of high temperature oxidation of alumina-forming single-crystal Nick-el-based superalloys[J].Acta Materialia,2012,60(15):5468-5480.

[15] NAKAMURA K,ERAS,OZAKIY,et al.Conformational changes in seventeen cysteine disulfide bridges of bovine ser-um albumin proved by Raman spectroscopy[J].FEBS Let-ters,1997,417(3):375-378.

[16] WANF F,DEVINE T M.In-situ surface enhanced raman spectroscopy investigation of surface film formed on nickel and chromium in high-temperature and high-pressure water [J].Atomic Energy Science and technology,2013,47:7-13.

[17] 汪峰,THOMAS M.高溫高壓水中鎳基合金表面氧化膜的原位表面增強(qiáng)型拉曼光譜[J].腐蝕與防護(hù),2015,36(3):300-305.

WANG F,THOMAS M.In-situ surface enhanced Raman spectroscopy of surface film formed on nickel-based alloys in high-temperature and high-pressure water[J].Corrosion and Protection,2015,36(3):300-305(in Chinese).

[18] NAKAMURA K,ERA S,OZAKI Y.Conformational changes in seventeen cystine disulfide bridges of bovine serum albu-min proved by Raman spectroscopy[J].Febs Letters,1997,417(3):375-378.

[19] CHEN M,SHU J,XIE X,et al.Natural CaTi2O4-structured FeCr2O4 polymorph in the Sui zhou meteorite and its signifi-cance in mantle mineralogy[J].Geochimica et Cosmochimi-ca Acta,2003,67(20):3937-3942.

[20] DALVI A D,SMELTZER W W.A diffusion model for oxida-tion of Nickel-iron alloys at 1000℃ [J].Journal of the Elec-trochemical Society,1974,121(3):394-396.

[21] FOLEY R T.Oxidation of iron-nickel alloys VI:A survey of kinetics and mechanism[J].Journal of Pallialive Medicine,1962,109(12):1202-1206.