摘要

本文綜述了結(jié)構(gòu)材料在熔融氟化鹽中的熱腐蝕及其影響因素，以及表面防護涂層研究現(xiàn)狀。

關(guān)鍵詞： 熔鹽堆 ; 氟化鹽 ; 熱腐蝕 ; 涂層

第四代核能核能系統(tǒng)[1] (氣冷快堆、超高溫反應(yīng)堆、超臨界水冷反應(yīng)堆、鈉冷快堆、鉛冷快堆和熔鹽反應(yīng)堆) 與第三代核能系統(tǒng)相比，擁有更高的傳熱效率，安全系數(shù)和更少的核廢料。其中，熔鹽反應(yīng)堆 (MSR) 是唯一的液體燃料反應(yīng)堆[1,2]，以熔融氟化鹽 (如LiF-BeF2、LiF-NaF-KF) 為冷卻劑和核燃料載體。2011年，中國科學(xué)院上海應(yīng)用物理所正式啟動了釷基熔鹽反應(yīng)堆 (TMSR) 項目，計劃通過20 a掌握核心技術(shù)并建成釷基核能系統(tǒng)[3]，并被認(rèn)為總體技術(shù)在國際上處于先進水平，部分關(guān)鍵技術(shù)領(lǐng)先世界5 a[4]。

熔融氟化鹽是一種新型高溫和高熱流密度傳蓄熱介質(zhì)，具有高熱容、高熔點、高熱導(dǎo)率、高輻射穩(wěn)定性、低中子俘獲截面、低飽和蒸氣壓和低粘度等獨特的熱物理和熱化學(xué)性質(zhì)。在熔鹽堆系統(tǒng)中，熔融氟化鹽在高溫下具有很強的腐蝕性[5]，如果承載熔融氟化鹽材料的耐蝕性能不佳，長期服役的熔鹽堆隱患巨大。因此，制備出能抵抗熔融氟化鹽腐蝕的結(jié)構(gòu)材料成為MSR發(fā)展的關(guān)鍵。

在20世紀(jì)50年代進行的ANP實驗[6]，第一次將熔鹽反應(yīng)堆在一架飛機上投入運行，考慮到耐腐蝕性、力學(xué)性能和制造能力，選擇Inconel 600 (Ni-15Cr-7Fe) 合金作為結(jié)構(gòu)材料，反應(yīng)堆功率為2.5 MW，燃料鹽為NaF-ZrF4-UF4。這架飛機在熔鹽溫度接近900 ℃的情況下成功運行了9 d，期間沒有任何機械或化學(xué)問題[7]。但對實驗后的結(jié)構(gòu)材料檢測發(fā)現(xiàn)腐蝕深度高達100 ?m[8]，說明Inconel 600合金在設(shè)計溫度下的耐蝕性仍不能達到長期使用的要求。到了70年代，因其他項目取得較好的進展，美國的MSR項目被擱置，但耐熔融氟化鹽腐蝕的材料研發(fā)仍在進行。

研究[9]表明，熔融氟化鹽中常見合金元素的腐蝕速率依Ni＜Co＜Fe＜Cr＜Al的順序遞增，純Ni在熔融氟化鹽中腐蝕速率較低，但在高溫下強度不足，不能直接作為結(jié)構(gòu)材料使用。加入合金元素后的Ni基合金似乎解決了這一問題，在耐蝕性能較好的同時提高了其力學(xué)性能。Hastelloy N、GH3535等鎳基合金[10,11]較出色的耐腐蝕性能，成為MSR的主要候選結(jié)構(gòu)材料；而316不銹鋼等合金因其低成本和較好的力學(xué)性能可以作為易于更換的次要結(jié)構(gòu)材料，如換熱器和其他部件的結(jié)構(gòu)材料。丁祥彬等[12]研究表明，在700 ℃ FLiNaK中，Hastelloy N合金表現(xiàn)為均勻熱腐蝕，單位面積失重先增加然后逐漸減少；316L不銹鋼則以晶間腐蝕為主，單位面積失重遠大于Hastelloy N合金，呈快速增加然后逐漸平穩(wěn)的趨勢。Kok[13]研究表明Hastelloy N合金在熔融FLiNaK中長時間浸泡后的硬度會隨時間增長而呈線性下降，這可能是因為合金元素的貧化導(dǎo)致性能的改變。上述設(shè)備或系統(tǒng)中的金屬基結(jié)構(gòu)材料在熔融氟化鹽中易發(fā)生金屬元素的活性溶解，顯著降低材料的使用壽命，這也是制約熔融氟化鹽的工業(yè)化應(yīng)用的主要障礙之一。本文就引起結(jié)構(gòu)材料熱腐蝕的驅(qū)動力展開綜述，并介紹國內(nèi)外研究者通過制備涂層提升結(jié)構(gòu)材料耐蝕性能的研究進展。

1 結(jié)構(gòu)材料的熱腐蝕

1.1 雜質(zhì)引起的熱腐蝕

從熱力學(xué)角度而言，常規(guī)金屬與合金在純凈的FLiNaK熔鹽中并不發(fā)生熱腐蝕，但氟鹽中常含有少量難以完全去除的氧化性雜質(zhì)如H2O。H2O在高溫下與熔融氟化物反應(yīng)形成HF，從而使金屬和合金發(fā)生熱腐蝕。Ouyang等[14]考察了Hastelloy-N和Hastelloy-B3合金在700 ℃含水FLiNaK中的長期熱腐蝕行為，認(rèn)為兩種合金的熱腐蝕速率都是先快后慢，而且實驗后都出現(xiàn)了質(zhì)量損失。經(jīng)分析，質(zhì)量損失是因為Cr和Mo溶解在FLiNaK鹽中造成的，腐蝕速率的降低是由于近表面Cr和Mo的耗竭所致，長期熱腐蝕速率受Cr和Mo向外擴散到合金表面的速率控制。Wang等[15]采用電化學(xué)方法研究了700 ℃熔融氟化鹽中H2O對GH3535合金的腐蝕影響，通過在Ar氣流中添加5%H2O，GH3535合金的腐蝕電流密度變?yōu)槠湓诩傾r氣中的3倍。H2O的添加使得熔鹽中HF的濃度增大，腐蝕速率加快。因此雜質(zhì)驅(qū)動的熱腐蝕為材料服役初期的主要腐蝕形式。

Ye等[11]分析了哈氏合金在熔融氟鹽中的高溫?zé)岣g，結(jié)果表明，Mo和Cr在合金表面發(fā)生貧化，形成富Fe層，熱腐蝕過程主要受Fe與Cr的氧化還原反應(yīng)控制；合金表面沒有形成新的高價態(tài)化合物，F(xiàn)e與Cr溶解在熔鹽中；石墨坩堝脫落的石墨顆粒等雜質(zhì)，亦會影響熱腐蝕的進程。Doniger等[16]通過在LiF-BeF2中引入FeF2、CrF2模擬熔鹽中的腐蝕產(chǎn)物，研究了316H在含有雜質(zhì)的熔融氟鹽中的熱腐蝕行為。認(rèn)為引入的CrF2對316H不銹鋼中Cr的熱腐蝕有一定的抑制作用；FeF2卻加速了Cr的腐蝕，且在316H不銹鋼表面形成富鐵層。秦越強等[17]在FLiNaK中添加不同濃度比的Cr2+/Cr3+用于調(diào)節(jié)熔鹽電位，表明較低的熔鹽電位有利于抑制316L不銹鋼的腐蝕。Liu等[18]研究了GH3535合金在FLiNaK中添加與不添加石墨顆粒的腐蝕行為。研究表明，Cr腐蝕深度隨時間增長而加深，石墨顆粒的添加對其腐蝕行為影響不大；但對Mo影響較大，石墨顆粒的添加不僅使得Mo的腐蝕深度加深，還會入侵基體并在次表面形成碳化物。Liu等[19]在研究316H在含有石墨顆粒的FLiNaK中的熱腐蝕行為時表明，熔鹽中石墨顆粒濃度越高，Cr的外擴散速率越快，316H不銹鋼腐蝕越嚴(yán)重。腐蝕后在316H不銹鋼表面可以檢測到Cr3C2，一定程度上能阻擋Cr的擴散，但Cr3C2的形成速率遠慢于316H不銹鋼的熱腐蝕速率。

1.2 電偶對形成引起的熱腐蝕

反應(yīng)堆中材料之間難免會直接接觸或通過熔融鹽間接接觸，材料之間發(fā)生的電偶腐蝕是一種重要的熱腐蝕現(xiàn)象。Wang等[20]測量FLiNAK中Ni、Fe、Cr的開路電位及Ni/Cr、Fe/Cr、Ni/Fe電極對的電偶腐蝕電流密度，結(jié)果表明由于開路電位Ni＞Fe＞Cr，導(dǎo)致電對間的電勢差不同，其中Ni/Cr對的電勢差最大，電偶腐蝕最嚴(yán)重。此外，電偶腐蝕電流密度出現(xiàn)從高點降低到平臺的現(xiàn)象，其原因為陽極元素溶解后在陰極表面沉積，從而降低了電對間的電勢差。Sun等[21]通過電化學(xué)、浸泡實驗和微觀結(jié)構(gòu)表征研究Hastelloy N合金和316L不銹鋼在700 ℃ FLiNaK鹽中的熱腐蝕行為。結(jié)果表明，由于Hastelloy N合金的耐蝕能力比316L好，且腐蝕電位更正，只在表面附近出現(xiàn)由于Cr的外擴散溶解而引起的貧鉻層；而316L則由于Cr和Fe沿晶界溶解出現(xiàn)了明顯的晶間腐蝕。Hastelloy N合金和316L不銹鋼之間的電偶腐蝕，使316L不銹鋼中的Fe傳質(zhì)到Hastelloy N合金中，并與其中的Ni發(fā)生冶金結(jié)合，這個過程加速了316L不銹鋼的熱腐蝕，卻保護了Hastelloy N合金。左勇等[22]研究了316L-GH3535電偶對在含Cr2+/Cr3+氧化還原緩沖離子對的FLiNaK熔鹽中的腐蝕行為。結(jié)果表明Cr2+/Cr3+的引入可以縮小316L不銹鋼和GH3535合金間的腐蝕電位差，進而有效抑制兩者間的電偶腐蝕。此外，MSR中的許多部件都是由石墨制成的，例如反應(yīng)堆堆芯慢化劑和反射器。Qiu等[23]用電化學(xué)方法研究了IG-110石墨對316L不銹鋼在FLiNaK熔鹽中的腐蝕行為的影響。結(jié)果表明，316L不銹鋼在熔融氟鹽中的熱腐蝕是陰極控制的。因為在體系中石墨電位更正，且與316L不銹鋼電位差較大，石墨與316L不銹鋼組成電偶對時，腐蝕電流隨石墨和316L不銹鋼面積比的增大而增大，顯著加速了316L不銹鋼的熱腐蝕。

1.3 溫度梯度引起的腐蝕

管道中熔鹽的溫度并非絕對一致，熔鹽在高溫段和低溫段之間存在著溫度梯度，使材料在高溫段與低溫段之間產(chǎn)生電位差，故溫度梯度引起的腐蝕亦是一種特殊的電偶腐蝕。Koger[24]研究了FeF2的添加對Hastelloy N合金在LiF-BeF2-UF4熱對流循環(huán)系統(tǒng) (538~704 ℃) 中腐蝕的影響，表明高溫段樣品質(zhì)量減少，而低溫段樣品質(zhì)量增加。此外，他提出了“溶解-再析出”機制，如圖1所示。高溫段處的管壁充當(dāng)陽極發(fā)生氧化反應(yīng)而溶解，待溶解產(chǎn)物到達低溫段管壁時發(fā)生還原反應(yīng)生成相應(yīng)金屬。如果高溫段的熔鹽一直處于未飽和狀態(tài)，金屬的溶解便會一直進行，造成高溫段管壁越來越薄，而低溫段管壁出現(xiàn)金屬沉積，導(dǎo)致?lián)Q熱器效率下降以及較大的安全隱患。Wang等[25]通過電化學(xué)和質(zhì)量分析分別研究了Cr和GH3535合金在600~700 ℃和650~700 ℃溫度梯度下的熱腐蝕行為，也觀察到“溶解-再析出”這一現(xiàn)象。在Cr(Hot)-Cr(Cold)、GH3535(Hot)-GH3535(Cold) 合金體系中，溫度梯度的增大使電偶對間的電位差增大，加速高溫段溶解的速率。

圖1   溫度梯度腐蝕“質(zhì)量轉(zhuǎn)移過程”示意圖[24]

2 材料表面防護技術(shù)

通過在材料表面施加防護層，既能保留材料的各項特性，又能加強基底材料的耐蝕能力。防護層通常包括某種或某些耐蝕耐磨材料，并將其制備成薄膜涂覆在基材的表面。科研人員已經(jīng)嘗試用不同的方法制備涂層，如電沉積、物理氣相沉積、化學(xué)氣相沉積、等離子噴涂、激光熔覆、冷噴涂等。

2.1 金屬涂層

熔鹽反應(yīng)堆的候選結(jié)構(gòu)材料多是合金，而金屬涂層與基體的相容性較好，如果將耐蝕金屬作為涂層，則能有效提升耐蝕能力。常見合金元素的腐蝕速率依Ni＜Co＜Fe＜Cr＜Al的順序遞增[9]。同時，難熔金屬如Mo、Nb及W等也具有較好的耐蝕性能。

純Ni鍍層的制備方法已經(jīng)比較成熟。劉艷紅等[26]研究了不同電流密度對鎳基合金基體上電鍍Ni涂層的形貌、厚度、織構(gòu)及顯微硬度的影響。結(jié)果表明，在15~40 mA·cm-2范圍內(nèi)得到的涂層均為純Ni金屬層，涂層致密均勻，無裂紋和孔洞出現(xiàn)；隨電流密度增加，Ni涂層厚度呈線性增加的趨勢，而硬度也呈現(xiàn)增大趨勢。Sawant等[27]通過化學(xué)鍍在Hastelloy-B合金上分別制備了25 μm厚的P含量為5%和10%的Ni-P涂層。結(jié)果表明，Ni (10%P) 涂層的腐蝕速率為1.14 mm/a，Ni (5%P) 涂層腐蝕速率為1.69 mm/a，提高P的含量在一定程度上可以加強涂層耐蝕能力。Cheng等[28]在熔融FLiNaK鹽中加入Zr，在316L不銹鋼和Hastelloy N合金表面制備了Zr-Ni合金涂層。合金涂層分兩步形成，首先是Zr沉積在基體表面，然后Zr再通過滲透與Ni發(fā)生冶金結(jié)合，生成Zr-Ni合金涂層。該涂層對Fe、Cr的外擴散有一定的阻擋作用，但長期穩(wěn)定性尚不清楚。Zhu等[29]用激光熔覆在Hastelloy N合金表面分別制備Ni涂層和Co涂層，在900 ℃的FLiNaK中浸泡100 h后，涂層均能有效保護基體。純Co涂層耐蝕性優(yōu)于純Ni，幾乎沒有腐蝕，同時活性元素外擴散的行為確實存在，在近表面檢測到Cr2O3。Pacheco等[30]用改進的籠式離子滲氮技術(shù)使等離子體在Ni籠中濺射出Ni原子，在316L不銹鋼基體表面上沉積得到Ni層，所得Ni層無孔洞或裂紋，且在800 ℃熱處理后無Ni-Fe金屬化合物層的形成。然而，涂層制備較多是在管道的外表面，管道內(nèi)表面制備涂層的研究較少。Zhang等[31]采用內(nèi)陽極的方法，在Incoloy-800H管的內(nèi)表面鍍純Ni以提升合金內(nèi)壁抵御氟化鹽腐蝕的性能，其中鍍層的厚度、表面形貌和硬度可以分別通過電鍍時間和退火處理來控制，涂層與管狀基體結(jié)合強度好，抗氧化性較好，該方法可以給換熱器管道及一些結(jié)構(gòu)復(fù)雜的零部件的涂層制備提供技術(shù)支持。

有文獻已經(jīng)證明純Ni鍍層對于結(jié)構(gòu)材料的防護有一定效果，但Olson等[32]在研究純Ni鍍層的防護效果時，在純Ni鍍層未破損的情況下，在熔鹽中檢測到了Cr。通過觀察鍍層熱腐蝕后基體的微觀組織，認(rèn)為有Cr孔洞及貧Cr區(qū)的存在，說明含純Ni鍍層合金在FLiNaK鹽中長期浸泡，合金中的Cr可能穿過Ni層擴散到熔鹽中。進一步研究表明孔洞的形成與貧Cr區(qū)的寬度與鍍層厚度有關(guān)。在更換基體材料為Incoloy-800H合金后，同樣在表面電鍍Ni層，然后在熔融氟化鹽中浸泡，Ni鍍層的存在的確提高了Incoloy-800H合金耐氟化鹽腐蝕的能力，但Cr從合金中通過鍍Ni層擴散到熔鹽中的現(xiàn)象還是存在。因此Olson等[9]認(rèn)為，對于Ni基合金而言，Cr是最易發(fā)生選擇性溶解的組元，且合金腐蝕失重與Cr含量成正比。鄭俊義等[33]研究了Inconel 600、Hastelloy X、Hastelloy C276三種鎳基高溫合金在750 ℃熔融FLiNaK中的熱腐蝕行為，表明鎳基合金在熔融氟化物中的熱腐蝕主要為合金元素Cr的優(yōu)先溶解，同時合金中的碳化物Mo2C的形成有助于提高鎳基合金抗熔融氟化物熱腐蝕性能。因此，低Cr含量的鎳基合金通常被認(rèn)為具有較好的抗熔融氟化物腐蝕性能[34]。熔鹽堆用候選結(jié)構(gòu)材料中，Hastelloy B (29%Mo，5%Fe，其余Ni) 合金存在一些缺點：較高的Mo含量導(dǎo)致材料具有較差的可鍛性、在 650~815 ℃的中間溫度存在脆性及較低的Cr含量使其抗高溫氧化性能差[35]。以Hastelloy N合金 (主要成分為Ni-7Cr-16Mo-5Fe) 為代表的含Mo低Cr鎳基合金通常被認(rèn)為具有較好的抗氟化物腐蝕性能，但長期運行時活性元素選擇性熱腐蝕導(dǎo)致該類合金仍無法避免形成貧Cr區(qū)和孔洞[5,32]。因此，很有必要發(fā)展新型的抗氟化物高溫?zé)岣g材料或涂層技術(shù)。

2.2 陶瓷涂層

江東亮[36]認(rèn)為陶瓷材料是滿足第四代核能技術(shù)且在高溫 (~1000 ℃) 條件下能長期工作的唯一候選材料。但陶瓷材料質(zhì)地脆，用作結(jié)構(gòu)材料力學(xué)性能欠佳。在合金表面制備陶瓷涂層，在滿足結(jié)構(gòu)材料剛性需求的同時，可以提升結(jié)構(gòu)材料的耐磨、耐高溫和耐蝕等性能。

2.2.1 氧化物涂層

在許多高溫工業(yè)環(huán)境中，材料的抗熱腐蝕性能主要依賴于其表面形成的保護性氧化物膜，如Al2O3、Cr2O3和SiO2等。但是在熔融氟化物鹽中，這些金屬氧化物在熱力學(xué)上不穩(wěn)定，將轉(zhuǎn)變成具有更低Gibbs自由能的金屬氟化物，并溶于熔融氟化鹽中[37]，迅速喪失保護性能。因此，傳統(tǒng)的基于形成保護性氧化物膜的抗熱腐蝕材料或涂層設(shè)計理念難以直接應(yīng)用于熔融氟化物鹽體系中，而更多是以擴散障的形式應(yīng)用。擴散障是指在鍍層和基體表面之間添加一夾層，利用元素在夾層中擴散速率低于鍍層的性質(zhì)來保護基體，延長其使用壽命。無保護層、金屬鍍層和含擴散障的保護層長期工作效果如圖2所示。由于活性溶解元素在高溫下有較強向表面擴散的驅(qū)動力，在沒有保護層和只有金屬鍍層的情況下，長期服役后在基體近表面處形成元素匱乏區(qū)，被熱腐蝕后的材料各項性能降低；含有擴散障涂層體系在長期服役后活性元素在近表面匯集，只有少量元素向外擴散，能較好的保留材料原本各項性能。

圖2   不同保護層下材料長期在氟化鹽浸泡后活性元素分布圖[37]

文獻[38]表明，Cr在純Ni層中的擴散速率是在Cr2O3層中擴散速率的4倍。Olson等設(shè)計了Cr2O3擴散障[32]，經(jīng)測試，擴散障的存在能有效阻擋Cr從合金中溶解到熔融的氟化物鹽中。Xu等[39]以310不銹鋼 (25%Cr) 為基底，打磨后在表面冷噴涂一層Ni (O)，在石英管封裝后在氬氣氛圍下900 ℃退火處理8 h，最后在基體表面熱生長形成Cr2O3擴散障。此外，在304不銹鋼表面冷噴涂NiCoCrAlY層，Ni (O) 層和Ni層，隨后對冷噴涂體系在800~1000 ℃的范圍內(nèi)進行退火處理，在NiCoCrAlY層和Ni (O) 層之間形成Al2O3擴散障[40]，分別在750和900 ℃進行100 h的涂層阻擴散性能測試。結(jié)果表明，兩種氧化物擴散障在退火過程中變化不大，均能有效阻擋Fe和Cr從基底向Ni層擴散。雖氧化物擴散障在熔融氟鹽中的穩(wěn)定性并未進行測試，但表面金屬鍍層若有破損，氧化物的迅速溶解是可以預(yù)見的，屆時基體將暴露在熔融氟鹽中，因此金屬氧化物難以應(yīng)用于熔融氟化物鹽體系。

2.2.2 碳化物涂層

一些金屬碳化物、氮化物 (如TiC[41]、Cr3C2[42]、TiN[43]、AlN[44]、CrN[45]) 在高溫環(huán)境下 (1000~1100 ℃) 具有良好的耐磨、耐腐蝕、抗氧化性能，其中一部分也可在熔融氟化鹽中制備，說明其在熔融氟化鹽中具有一定的熱力學(xué)穩(wěn)定性。Brupbacher等[46]利用等離子噴涂和冷噴涂兩種方法在Haynes 230合金表面制備Cr涂層，隨后在管式爐內(nèi)用流動的1000 ℃甲烷對噴涂的Cr涂層進行碳化處理12 h，兩種噴涂方式所得Cr涂層均成功轉(zhuǎn)化為Cr3C2涂層。然而，這種方法制備的Cr3C2涂層的形貌與Cr涂層的初始孔隙率有很大的關(guān)聯(lián)，涂層結(jié)構(gòu)不夠致密導(dǎo)致其不利于防止FLiNaK的腐蝕。Su等[47]用HT250鋼在900 ℃熔融氟化鹽中熱擴散8 h，在表面制備碳化鉻涂層。通過XRD和SEM-EDX表征，測定了納米壓痕硬度和維氏硬度。結(jié)果表明，在HT250鋼表面有一層3~5 μm厚的碳化鉻涂層和一層約10 μm厚的過渡層，碳化鉻涂層由Cr23C6和Cr7C3組成。經(jīng)測試，ZrC[48]的耐蝕性能不佳，ZrC會選擇性地腐蝕，并且在1100~1400 ℃會發(fā)生劇烈氧化。He等[49]通過化學(xué)氣相沉在核石墨 (NG) 表面制備SiC涂層，經(jīng)測試連續(xù)致密的SiC涂層可以阻擋熔融氟化物鹽向內(nèi)滲透。

碳化物在熔融氟化鹽中有出色的耐蝕能力，但有文獻表明熔鹽中存在的氧化性雜質(zhì) (如H2O、溶解氧) 會使碳化物轉(zhuǎn)化為氧化物，隨后涂層失效。此外，結(jié)構(gòu)材料的熱腐蝕產(chǎn)物溶于氟化鹽中也有可能加速碳化物涂層的熱腐蝕。

2.2.3 氮化物涂層

Zhu等[50]用激光電鍍技術(shù)在Hastelloy N合金表面制備了AlN涂層。在900℃的FLiNaK熱腐蝕實驗中，無涂層的 Hastelloy N合金出現(xiàn)了典型的晶間腐蝕；而有AlN涂層的Hastelloy N合金，涂層變薄，交界處有元素遷移，基底未受到嚴(yán)重?zé)岣g，表明AlN涂層顯著提高了Hastelloy N合金的抗熱腐蝕能力。Wang用多弧離子鍍在GH3535合金表面制備了AlN[51]、CrN[52]、TiN[43]涂層，然后在氮化物表面鍍Ni，形成氮化物陶瓷擴散障體系。體系熱處理后CrN、TiN擴散障與Ni層間有部分開裂的現(xiàn)象，但與基體間結(jié)合良好，AlN則因Ni的內(nèi)滲沒有開裂的現(xiàn)象。3種涂層體系在700 ℃熔融FLiNaK中浸泡100 h后，與Ni/GH3535合金體系相比Cr、Mo的外擴散均能被有效阻擋，顯著提升了鎳基合金在FLiNaK中的耐蝕性能。

2.2.4 其他涂層

李曉麗[53]對GH3535高溫合金添加稀土Y進行改性，結(jié)果表明添加適量的Y元素可以在合金近表面形成連續(xù)致密的YF3層，提高了GH3535合金的抗熱腐蝕性能，過量添加則會加劇合金的熱腐蝕[54]。Wang等[55]在1073K的熔融NaCl-KCl-NaF-K2SiF6鹽中，通過改變電流參數(shù)可以在Mo基體上制備出MoSi2涂層或MoSi2/Si復(fù)合涂層。當(dāng)電流密度小于100 mA·cm-2時，涂層致密，且與基體發(fā)生冶金結(jié)合，結(jié)合力良好。但文章中并未涉及涂層的防熱腐蝕性能。

3 總結(jié)與展望

熔融氟化鹽中結(jié)構(gòu)材料防腐是熔鹽反應(yīng)堆發(fā)展需要解決的關(guān)鍵問題，國內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)進行了大量的工作，闡明了熔融氟化鹽中材料腐蝕的機制，設(shè)計出了具有良好耐蝕性能的合金材料，并在其表面制備防護涂層及擴散障，進一步提升了材料的耐蝕性。但與實際應(yīng)用的要求仍有較大的差距，還需要進一步提升材料性能，特別是大幅度延長服役壽命。此外，目前材料的熱腐蝕測試主要是在靜態(tài)的熔融氟化鹽之中進行，該種條件與實際熔鹽反應(yīng)堆中流動熔鹽的工況有差異；且隨著核燃料加入到熔融氟化鹽之中，對材料的防腐性能有更大的挑戰(zhàn)，這些都有待進一步研究和探討。

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