微弧氧化及包埋滲鋁法制備的復合涂層高溫抗蝕性能

黃祖江，蔣智秋，董婉冰，童 慶，李偉洲,2

(1 廣西大學 材料科學與工程學院，南寧 530004；2 廣西生態型鋁產業協同創新中心，南寧 530004)

金屬鈮熔點高(2468℃)、密度適中(8.6g·cm-3)、高溫比強度大，具有優良的高溫力學性能和加工性能。鈮合金是航空航天及現代能源工業領域高溫結構材料的重要候選材料之一[1-2]，但鈮合金的抗氧化性差，純金屬Nb在600℃即發生“pest”氧化，這極大地限制了鈮合金的應用[3-4]。在合金表面涂覆防護涂層是提高抗高溫氧化性能，并兼顧其高溫力學性能的最佳方法[5-8]。包埋滲鋁法可在合金材料表面獲得鋁化物涂層[9-11]，高溫下鋁與氧易結合形成致密的氧化鋁膜阻擋氧的擴散，從而提高材料的抗氧化性[12-13]。秦澤華等[2]的研究表明，鈮基合金表面Al-B包埋共滲層主要由NbAl3，NbB2和Nb5B6相組成；1000℃氧化20h后，表面是連續致密的混合氧化膜，具有優異的抗高溫氧化性。但滲鋁層的抗熱腐蝕性差，且抗熱沖擊外力弱，在受載作用下會引起涂層失效[11,14-15]。微弧氧化(MAO)可在Al，Mg，Ti等材料表面原位生成耐蝕、耐磨的陶瓷氧化膜[16-19]。Wang等[20]通過二步控壓法在Ti2AlNb合金上制備微弧氧化膜層，800℃氧化速率較低，使合金的抗氧化性得到了明顯提高。錢得書[21]在Ti6Al4V合金表面施加微弧氧化處理，經700℃的Na2SO4和NaCl混合鹽熱腐蝕，發現微弧氧化涂層的形成利于提高合金的抗蝕性。通過微弧氧化結合熱浸鋁能提高材料的高溫抗蝕性能，王暉[22]對Q235低碳鋼表面熱浸鋁后進行微弧氧化處理，發現材料在600℃表現出優異的抗氧化性。本工作采用微弧氧化結合包埋滲鋁技術，在C103鈮合金上制備了MAO/Al/C103試樣，并與僅經包埋滲鋁處理的Al/C103試樣進行對比，研究復合涂層的高溫抗氧化和熱腐蝕性能。

1 實驗材料與方法

基體材料選用 C103鈮合金，其化學成分(質量分數/%，下同)為：Hf 10.0，Ti 1.3，Zr 0.34，W 0.34，Ta 0.3，C 0.005，N 0.014，O 0.013，Nb為余量；試樣尺寸為15mm×10mm×2mm，對試樣進行去油污處理、逐級打磨和清洗處理。首先，在無保護氣氛下的真空退火爐中對試樣進行包埋滲鋁，滲鋁劑為10Al-3NaF-87Al2O3，升溫速率為10℃/min，在940℃下保溫4h，隨后爐冷至室溫。將滲鋁后的試樣進行微弧氧化處理，電解液為20g/L NaAlO2+4g/L NaOH+4g/L NaF，電壓380V，頻率500HZ，占空比10%，電解液溫度25℃，以不銹鋼板作陰極，試樣掛于陽極，處理時間30min。

用感量為1×10-5g的感應天平，通過不連續稱重法獲得試樣1000℃高溫氧化和900℃高溫熱腐蝕的增重曲線。高溫氧化實驗：在靜態空氣中進行氧化，實驗前將氧化鋁坩堝在1050℃的馬弗爐中燒至恒重。將裝有試樣的坩堝在1000℃保溫1，5，10，20h后取出，冷卻稱重，之后繼續氧化。稱量時，剝落于坩堝中的氧化膜計入氧化增重中，平行試樣不少于3片。涂鹽熱腐蝕實驗：在試樣表面涂覆75%Na2SO4和25%NaCl混合鹽，涂鹽量為2～2.5mg/cm2，在900℃馬弗爐中保溫1，5，10，20，50h后取出，空冷后放入沸騰的蒸餾水中反復煮洗30min，以除去殘留鹽，烘干后稱重。將稱重好的試樣再次涂覆新鹽并重復上述過程。

利用D/max 2500V型X射線衍射儀(XRD)對涂層進行物相檢測，使用Cu靶Kα射線進行掃描，管壓40kV，管流200mA，掃描速率10(°)/min；采用配有能譜儀(EDS)的Hitachi S-3400N型掃描電鏡(SEM)對涂層表面、截面形貌以及元素沿涂層與界面的分布進行分析。為保護涂層，在觀察試樣截面前，預先在試樣表面用化學鍍制備Ni-P層。

2 結果與分析

2.1 沉積態涂層微觀形貌及元素分布

圖1是僅經包埋滲鋁處理的Al/C103和微弧氧化結合包埋滲鋁處理的MAO/Al/C103的沉積態涂層形貌圖及線掃描。可知，包埋滲鋁處理后的試樣表面凹凸不平，表面附著白色滲劑顆粒(圖1(a-1))；微弧氧化處理后形成多孔結構，微孔分布較規則，孔徑大小相差不大(圖1(a-2))。由涂層截面形貌圖(圖1(b-1),(b-2))可知，涂層間、涂層和基體結合良好；滲鋁層均勻致密，MAO膜層呈多孔狀。EDS線掃描(圖1(c-1),(c-2))發現，Al，Nb，O元素的分布和涂層結構吻合。

圖2為Al/C103和MAO/Al/C103沉積態涂層的XRD譜圖。僅經包埋滲鋁處理的Al/C103試樣主要存在NbAl3相，微弧氧化結合包埋滲鋁制備的MAO/Al/C103試樣由NbAl3和γ-Al2O3相組成。

圖1 沉積態涂層Al/C103(1)和MAO/Al/C103(2)形貌圖及線掃描(a)表面形貌；(b)截面形貌；(c)線掃描Fig.1 SEM images and corresponding EDS spectra of the as-deposited coatings Al/C103(1) and MAO/Al/C103(2)(a)surface morphologies;(b)cross-section morphologies;(c)EDS line scan

圖2 沉積態涂層Al/C103和MAO/Al/C103 的XRD譜圖Fig.2 XRD spectra of the as-deposited coatings Al/C103 and MAO/Al/C103

圖3 Al/C103和MAO/Al/C103試樣1000℃高溫氧化增重曲線Fig.3 Mass gain curves of the Al/C103 and MAO/Al/C103 specimens after oxidation at 1000℃

2.2 涂層的高溫氧化行為

2.2.1 高溫氧化增重曲線

圖3是Al/C103和MAO/Al/C103在1000℃的高溫氧化增重曲線。可知，試樣的質量隨著高溫氧化時間的延長而增大。未經任何處理的C103鈮合金氧化嚴重，增重非常明顯，20h的增重為357.23mg/cm2；而Al/C103和MAO/Al/C103試樣10h前氧化增重緩慢；10h后MAO/Al/C103試樣氧化增重加快，為2.89mg/cm2,低于Al/C103的6.98mg/cm2；20h的增重為57.52mg/cm2，高于Al/C103的28.08mg/cm2。表明，氧化10h微弧氧化結合包埋滲鋁制備的涂層抗氧化性優異；氧化20h，僅經滲鋁處理的涂層，對基體合金起更好的高溫抗氧化作用。

2.2.2 高溫氧化產物分析

圖4 Al/C103和MAO/Al/C103在1000℃高溫氧化10h和20h的XRD譜圖Fig.4 XRD spectra of the Al/C103 and MAO/Al/C103 specimens after oxidation at 1000℃ for 10h and 20h

圖4為Al/C103和MAO/Al/C103試樣在1000℃高溫氧化10,20h的XRD譜圖。可知，Al/C103經1000℃高溫氧化10h和20h后的相結構變化不大，主要存在AlNbO4，Al2O3，Nb和HfO2相，未發現NbAl3衍射峰。MAO/Al/C103的部分衍射峰強度發生變化，由AlNbO4，Al2O3，Nb2O5，NbAl3，Nb和HfO2相組成，NbAl3相的衍射峰與AlNbO4相的部分衍射峰重疊。

圖5是Al/C103試樣1000℃高溫氧化10h和20h后的形貌圖及截面區域EDS分析。可知，試樣在1000℃高溫氧化10h后(圖5(a-1))，出現不規則薄片狀氧化物，其生長方向不一；氧化20h后(圖5(a-2))，試樣表面隨著薄片狀氧化物增大增厚而變平整，部分產生尖晶石狀氧化物AlNbO4。對截面形貌圖進行觀察(圖5(b-1)，(b-2))，發現氧化10h和20h后，都生成內外兩層氧化物膜層和二次反應區(Secondary Reaction Zone，SRZ)，膜層之間結合緊密；內層氧化物膜層厚度大于外層氧化物膜層，并隨著氧化時間的延長，外層氧化物膜層厚度減小，內層氧化物膜層厚度增大；滲鋁層(Nb-Al layer)不斷被氧化消耗，厚度減小，二次反應區厚度基本不變。對截面各層進行EDS區域元素分析(圖5(c-1)，(c-2))，O元素從外到內呈現為下降趨勢；Nb，Hf元素由外向內遞增，其中Hf元素變化不大；Al元素從外到內先增后減，這是由于滲鋁層中的Al元素在高溫氧化下向兩側擴散，向外擴散的Al參與形成內外層氧化物膜層，向內擴散的Al與基體Nb元素形成二次反應區。

圖5 Al/C103試樣1000℃高溫氧化10h(1)和20h(2)后的形貌圖及截面區域元素EDS分析 (a)表面形貌；(b)截面形貌；(c)EDS分析Fig.5 SEM images and EDS analysis of element content in the cross-section of the Al/C103 specimens after oxidation at 1000℃ for 10h(1) and 20h(2) (a)surface morphologies;(b)cross-section morphologies;(c)EDS analysis

圖6是MAO/Al/C103試樣1000℃高溫氧化10h和20h后的形貌圖及截面區域EDS分析。由表面形貌圖可知，MAO/Al/C103在1000℃氧化10h后表面出現裂紋，薄片氧化物層層堆積(圖6(a-1))；氧化20h后微弧氧化形成的微孔消失，表面凹凸不平，薄片氧化物翹起呈花朵狀(圖6(a-2))。從截面形貌圖(圖6(b-1)，(b-2))觀察可知，氧化10h后在微弧氧化膜層處形成以Al2O3為主的氧化物，且滲鋁層充足，幾乎未被氧化；而氧化20h后形成內外兩層氧化物膜層，內層氧化物膜層厚度遠大于外層氧化物，滲鋁層未被完全氧化消耗。MAO/Al/C103試樣氧化10h和20h都形成二次反應區，厚度相差不大。對截面各層進行EDS區域元素分析(圖6(c-1)，(c-2))發現，O元素從外到內呈現為下降趨勢，滲鋁層和二次反應區幾乎為零；Nb，Hf元素由外向內遞增，其中Hf元素變化不大；Al元素同樣從外到內先增后減。氧化10h，氧化物中Al元素含量高于O元素；氧化20h，O元素含量高于Al元素。這主要是由于氧化10h后，試樣的微弧氧化形成的Al2O3陶瓷膜仍然存在，一定程度上起保護作用，減緩氧化；而20h后微弧氧化膜層消失，氧化嚴重。

圖6 MAO/Al/C103試樣1000℃高溫氧化10h(1)和20h(2)后的形貌圖及截面區域元素EDS分析(a)表面形貌；(b)截面形貌；(c)EDS分析Fig.6 SEM images and EDS analysis of element content in the cross-section of the MAO/Al/C103 specimen after oxidation at 1000℃ for 10h(1) and 20h(2) (a)surface morphologies;(b)cross-section morphologies;(c)EDS analysis

2.2.3 高溫氧化結果分析

Al2O3+Nb2O5→2AlNbO4

(1)

Al/C103試樣中未檢測到Nb2O5相，可能是由于AlNbO4的生成不斷消耗Nb2O5，而MAO/Al/C103試樣由于微弧氧化生成的Al2O3陶瓷膜的阻擋，氧化不嚴重，且滲鋁層充足，因此MAO/Al/C103試樣在1000℃氧化10h前氧化增重較少，表現出更優異的抗氧化性；同時，部分O元素通過微孔擴散至微弧氧化膜層和滲鋁層界面，滲鋁層中的Nb元素優先氧化生成Nb2O5，這與XRD檢測到的相符合。氧化20h，Al/C103試樣表面形成致密、連續的尖晶石狀混合氧化膜，能夠進一步阻擋氧的擴散，氧化增重低于MAO/Al/C103，具有更好的抗氧化性。

2.3 涂層的熱腐蝕行為

2.3.1 熱腐蝕增重曲線

圖7是Al/C103和MAO/Al/C103試樣在900℃75%Na2SO4和25%NaCl混合熔融鹽中熱腐蝕50h的增重曲線。可知，試樣的質量隨著熱腐蝕時間的延長而增大。未經任何處理的C103鈮合金熱腐蝕嚴重，出現粉化，增重非常明顯，50h的增重為252.09mg/cm2；而Al/C103和MAO/Al/C103試樣20h前熱腐蝕增重相對緩慢，20h后熱腐蝕增重加快，50h的質量增重分別為70.54mg/cm2和55.71mg/cm2。說明僅經包埋滲鋁處理以及微弧氧化結合包埋滲鋁對C103鈮合金的抗熱腐蝕性能都有所提高，其中經微弧氧化結合包埋滲鋁處理，試樣的抗熱腐蝕性更優異。

圖7 Al/C103和MAO/Al/C103試樣在900℃高溫熱腐蝕的增重曲線Fig.7 Mass gain curves of the Al/C103 and MAO/Al/C103 specimens after hot corrosion at 900℃

2.3.2 熱腐蝕產物分析

圖8是Al/C103和MAO/Al/C103試樣在900℃75%Na2SO4和25%NaCl混合熔融鹽中熱腐蝕50h后的XRD譜圖。可知，Al/C103和MAO/Al/C103試樣熱腐蝕后的相結構區別不明顯，主要有NaNbO3，Al2O3和Nb相組成。

圖8 Al/C103和MAO/Al/C103試樣900℃熱腐蝕XRD譜圖Fig.8 XRD spectra of the Al/C103 and MAO/Al/C103 specimens after hot corrosion at 900℃

圖9是Al/C103和MAO/Al/C103試樣900℃熱腐蝕后的形貌圖及EDS分析。表1為截面區域EDS分析結果。可知，熱腐蝕50h后Al/C103試樣表面出現大量大小不一的立方結構NaNbO3，并有粗大裂紋；而MAO/Al/C103中NaNbO3主要在MAO微孔附近形成，且部分NaNbO3沉積在微孔中。Al/C103試樣熱腐蝕50h后仍存在滲鋁層，并生成內外兩層混合氧化物膜層，膜層疏松且存在裂紋和溝壑；線掃描的Al，Nb，O和Na結果與涂層分布吻合。同樣，MAO/Al/C103試樣熱腐蝕后，MAO膜層和滲鋁層仍保持完整，也生成內外兩層混合氧化物膜層，但膜層較連續致密，其線掃描結果與涂層結構吻合。根據表1可知，MAO/Al/C103試樣中的外層混合氧化物層出現貧Al富Nb區。

2.3.3 熱腐蝕機理討論

75%Na2SO4和25%NaCl混合鹽熔點為620℃，900℃條件下熔融態混合鹽為離子導體。在試樣表面沉積的熔融態Na2SO4存在以下熱力學平衡[24]：

Na2SO4→Na2O+SO2+1/2O2

(2)

對于Al/C103試樣，在腐蝕初期氧穿過鹽膜與滲鋁層中的NbAl3發生氧化：

2NbAl3+7O2→Nb2O5+3Al2O3

(3)

隨著氧的消耗，氧化物/熔鹽交界面處氧分壓降低，促進式(2)向右反應，Na2O增加即O2-活度上升，金屬氧化物遭受堿性溶解：

(4)

圖9 Al/C103(1)和MAO/Al/C103(2)試樣900℃熱腐蝕后形貌圖及EDS分析(a)表面形貌；(b)截面形貌；(c)EDS分析Fig.9 SEM images and corresponding EDS analysis of the specimens Al/C103(1) and MAO/Al/C103(2)(a)surface morphologies;(b)cross-section morphologies;(c)EDS analysis

表1 截面不同區域元素的EDS分析(原子分數/%)Table 1 EDS analysis of element content in different zones along the cross-sectional SEM images(atom fraction/%)

(5)

(6)

生成的O2-向氧化物/熔鹽界面擴散，Al2O3氧化膜繼續溶解，如此反復循環，膜層遭受連續性破壞。若涂層中的Al來不及補充、修復，當氧化膜完全熔解，則失去保護作用，合金基體腐蝕嚴重加快。

圖10 熔融NaCl對Al/C103(a)和MAO/A1/C103(b)試樣的熱腐蝕過程示意圖Fig.10 Schematic illustration of hot corrosion processes on Al/C103(a) and MAO/Al/C103(b) specimens beneath the molten NaCl salt

(7)

Nb+5/2Cl2→NbCl5(g)

(8)

2NbCl5+5/2O2→Nb2O5+5Cl2(g)

(9)

對于MAO/Al/C103試樣，微弧氧化形成的微孔初始為擴散通道，氧穿過鹽膜并通過微孔擴散至滲鋁層界面，NbAl3發生氧化(式(2))。隨著O2的消耗，氧化物/熔鹽交界面處以及熔鹽/微弧氧化膜界面處O2分壓降低，O2-活度上升，金屬氧化物和微弧氧化膜Al2O3遭受堿性溶解。在Al2O3被消耗溶解過程中，滲鋁層中的Al會不斷補充，因此在外層氧化物層形成貧Al富Nb區(圖9(b-2)和表1)。熱腐蝕50h后，仍存在滲鋁層，則能繼續提供補充Al，所以微弧氧化膜保持完整。

由圖10(b)可知，Cl-易通過微弧氧化微孔擴散至氧化物膜層，與Nb2O5反應(式(7))；生成的Cl2會和Nb反應生成揮發性氯化物NbCl5，NbCl5會沿著微孔向外擴散，避免對氧化物膜層的沖擊；向外擴散的NbCl5在熔鹽/氣體界面及微孔中，與O2反應生成Nb2O5和Cl2(式(8)，(9))。而Nb2O5受堿性腐蝕生成鈣鈦礦氧化物NaNbO3，與(圖9(a-2))中NaNbO3主要在MAO微孔附近形成、部分NaNbO3在微孔中沉積的現象相符。沉積在微孔中的NaNbO3阻礙熔鹽向內擴散，從而提高其抗腐蝕性。

3 結論

(1)經1000℃氧化10h，MAO/Al/C103由于微弧氧化形成的Al2O3陶瓷膜的阻擋作用以及滲鋁層充足，其氧化增重為2.89mg/cm2，低于Al/C103的6.98mg/cm2。氧化20h后，Al/C103形成致密、連續的混合氧化膜，能夠阻擋O2的擴散；而MAO/Al/C103的微弧氧化膜層消失，氧化加快，增重為57.52mg/cm2，高于Al/C103的28.08mg/cm2。

(2)Al/C103和MAO/Al/C103熱腐蝕50h后都生成NaNbO3和Al2O3相，增重分別為70.54mg/cm2和55.71mg/cm2；MAO/Al/C103由于部分NaNbO3在MAO微孔中沉積阻礙熔鹽向內擴散，表現出更好的抗熱腐蝕性。

[1] 許安,周敏,楊陽,等.CrON擴散阻擋層對NbCrAl涂層與Nb基高溫合金元素互擴散的影響[J].航空學報,2015,36(11):3734-3741.

XU A,ZHOU M,YANG Y,et al.Influence of CrON diffusion barrier on elements inter-diffusion between NbCrAl coating and Nb-based superalloy[J].Acta Aeronautica et Astronautica Sinica,2015,36(11):3734-3741.

[2] 秦澤華,楊陽,黃祖江,等.鈮基合金表面Al-B包埋共滲層的組織及抗氧化性能[J].材料保護,2015,48(7):15-19.

QIN Z H,YANG Y,HUANG Z J,et al.Oxidation resistance and microstructure of Al-B co-deposition coating prepared on niobium alloy by pack cementation process[J].Materials Protection,2015,48(7):15-19.

[3] VOYTOVICH C.Effect of work hardening on oxidation of niobium[J].Metal Science and Heat Treatment,1962,4(3):164-165.

[4] MENON E S K,MENDIRATTA M G.High temperature oxidation in multicomponent Nb alloys[J].Cheminform,2005,36(50):717-720.

[5] MAJUMDAR S,KISHOR J,PAUL B,et al.Isothermal oxidation behavior and growth kinetics of silicide coatings formed on Nb-1Zr-0.1C alloy[J].Corrosion Science,2015,95:100-109.

[6] MASTANAIAH P,REDDY G M,PRASAD K S,et al.An investigation on microstructures and mechanical properties of explosive cladded C103 niobium alloy over C263 nimonic alloy[J].Journal of Materials Processing Technology,2014,214(11):2316-2324.

[7] PEREPEZKO J H.The hotter the engine,the better[J].Science,2009,326(5956):1068-1069.

[8] LI M H,ZHANG Z Y,SUN X F,et al.Oxidation behavior of sputter-deposited NiCrAlY coating[J].Surface and Coatings Technology,2003,165(3):241-247.

[9] 劉培生.鋁化物高溫防護涂層的現狀[J].稀有金屬材料與工程,2003,32(9):681-685.

LIU P S.Status of study on high-temperature oxidation law for aluminide coatings[J].Rare Metal Materials and Engineering,2003,32(9):681-685.

[10] 張平,郭喜平.Al對Nb-Ti-Si基合金表面Si-Al-Y2O3共滲層的影響[J].金屬學報,2010，46(7):821-831.

ZHANG P,GUO X P.Effects of Al on Si-Al-Y2O3co-deposition coatings on Nb-Ti-Si base ultrahigh temperature alloy[J].Acta Metallurgica Sinica,2010,46(7):821-831.

[11] 張鵬飛,李建平,蔡妍,等.電弧離子鍍AlYSi涂層抗高溫氧化性能研究[J].材料工程,2011(1):76-80.

ZHANG P F,LI J P,CAI Y,et al.High temperature oxidation resistance of AlYSi coating by arc ion plating[J].Journal of Materials Engineering,2011(1):76-80.

[12] 王健,張平祥,胡銳,等.Ni-Cr-W高溫合金滲鋁涂層1100℃恒溫氧化行為[J].稀有金屬與材料工程,2015,44(5):1169-1172.

ZHANG J,ZHANG P X,HU R,et al.Isothermal oxidation behaviors of packed aluminide coatings of Ni-Cr-W superalloy at 1100℃[J].Rare Metal Materials and Engineering,2015,44(5):1169-1172.

[13] 田曉東,郭喜平.鈮基超高溫合金表面Si-Al包埋共滲抗氧化涂層的組織形成[J].中國有色金屬學報,2008,18(1):7-12.

TIAN X D,GUO X P.Structure formation of co-deposition of Si and Al coatings on advanced Nb-based ultrahigh temperature alloy by pack cementation process[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2008,18(1):7-12.

[14] GHENO T,AZAR M Z,HEUER A H,et al.Reaction morphologies developed by nickel aluminides in type II hot corrosion conditions:the effect of chromium[J].Corrosion Science,2015,101:32-46.

[15] 任鑫.幾種高溫防護涂層的高溫氧化和熱腐蝕行為研究[D].南京:南京理工大學,2005.

REN X.High-temperature oxidation and hot corrosion behaviors of several high-temperature protective coatings[D].Nanjing:Nanjing University of Science and Technology,2005.

[16] MU W Y,HAN Y.Characterization and properties of the MgF2/ZrO2composite coatings on magnesium prepared by micro-arc oxidation[J].Surface and Coatings Technology,2008,202(17):4278-4284.

[17] 文磊,王亞明,金瑩.表面納米化-微弧氧化復合涂層對鋁合金拉伸性能影響機制研究[J].材料工程,2016,44(3):15-20.

WEN L,WANG Y M,JIN Y.Influence of SNC-MAO composite coating on tensile properties of aluminum alloy[J].Journal of Materials Engineering,2016,44(3):15-20.

[18] KRISHANA L R,GUPTA P,SUNDARARAJAN G.The influ-ence of phase gradient within the micro arc oxidation (MAO) coatings on mechanical and tribological behaviour[J].Surface and Coatings Technology,2015,269:54-63.

[19] 郭錦樂,孫榮祿.有色金屬表面微弧氧化工藝研究進展[J].熱加工工藝,2013,42(20):28-32.

GUO J L,SUN R L.Research progress of micro-arc oxidation process on some non-ferrous metals[J].Hot Working Technology,2013,42(20):28-32.

[20] WANG Y H,OUYANG J H,LIU Z G,et al.Microstructure and high temperature properties of two-step voltage-controlled MAO ceramic coatings formed on Ti2AlNb alloy[J].Applied Surface Science,2014,307:62-68.

[21] 錢得書.高溫抗氧化腐蝕搪瓷涂層和微弧氧化涂層的制備與性能研究[D].武漢:華中科技大學,2007.

QIAN D S.Study on preparation and high temperature oxidation,hot corrosion property of enamel coating and micro-arc oxidation coating[D].Wuhan:Huazhong University of Science and Technology,2007.

[22] 王暉.Q235低碳鋼表面陶瓷膜的制備與性能研究[D].青島:青島科技大學,2014.

WANG H.Preparation and properties of ceramic coating Q235 low-carbon steel by micro-arc oxidation[D].Qingdao:Qingdao University of Science and Technology,2014.

[23] BARIN I.Thermochemical data of pure substances[M].3ed.VCH Verlagsgesellschaft mbH:Weinheim,1995:1175-1176.

[24] QIAO Y Q,GUO X P,LI X.Hot corrosion behavior of silicide coating on an Nb-Ti-Si based ultrahigh temperature alloy[J].Corrosion Science,2014,91:75-85.

[25] CHAO H,YONG L,YAN W,et al.Hot corrosion behavior of Ni-xCr-6.8Al based alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2011,21(11):2348-2357.

[26] WANG W,ZHOU C G.Hot corrosion behaviour of Nbss/Nb5Si3insitucomposites in the mixture of Na2SO4and NaCl melts[J].Corrosion Science,2013,74(4):345-352.