熔滴溫度對大氣等離子噴涂Ni 基合金扁平粒子界面結(jié)合的影響

王俊，雒曉濤，田佳佳，李長久

(1.西安交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 金屬材料強度國家重點實驗室, 西安 710049；2.中國石油集團工程材料研究院有限公司 石油管材及裝備材料服役行為與結(jié)構(gòu)安全國家重點實驗室, 西安 710077；3.鄭州大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，鄭州 450001）

關(guān)鍵字: 熔滴溫度；扁平粒子；界面結(jié)合；大氣等離子噴涂；金屬涂層；冶金結(jié)合

0 引言

熱噴涂技術(shù)經(jīng)過百余年的發(fā)展，已經(jīng)在航天航空[1-3]、鋼鐵冶金[4]、石油化工與電力能源[5,6]等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用，通過涂層顯著提升了材料的耐腐蝕、耐磨損、耐高溫與隔熱等服役性能[7]。等離子噴涂技術(shù)通過采用等離子射流將金屬或陶瓷粉末加熱成熔融或半熔融狀態(tài)，使其高速撞擊到零件表面而形成涂層，因此涂層通常呈現(xiàn)層狀結(jié)構(gòu)。然而，涂層的粒子層間界面結(jié)合通常有限，采用常規(guī)的噴涂工藝不能大幅度提高涂層內(nèi)沉積粒子界面之間的結(jié)合率[8,9]，如等離子噴涂Al2O3涂層中粒子層間界面的最大平均結(jié)合率僅為32%，并且通過改變工藝參數(shù)并不能大幅度地提高涂層的界面結(jié)合率[10]。金屬涂層與陶瓷涂層類似，也呈現(xiàn)出有限的界面結(jié)合特征[11]。涂層粒子界面有限的結(jié)合不僅大幅度降低涂層的結(jié)合強度[12]，同時為腐蝕介質(zhì)穿過涂層到達基體表面提供了通道[8,13]，使得噴涂態(tài)涂層不具備隔絕腐蝕介質(zhì)，同時顯著降低涂層的耐磨損等性能。因此，如何大幅度提高層間界面結(jié)合是熱噴涂領(lǐng)域關(guān)注的重要問題之一[8,9]。

熔滴碰撞時的液態(tài)扁平粒子與基體之間的界面溫度決定界面能否形成有效結(jié)合。團隊已有研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)基體溫度達到或超過一定溫度時，熔融的陶瓷扁平粒子與同質(zhì)基體界面才能形成化學(xué)結(jié)合，由此提出了臨界結(jié)合溫度概念[14,15]。進一步研究發(fā)現(xiàn)陶瓷粒子的臨界結(jié)合溫度與其熔點呈正比[16]。對于金屬涂層，提高基體溫度后涂層的斷裂形貌從層間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榭鐚娱g斷裂[17,18]，涂層的結(jié)合強度也顯著提高[19]。然而，大幅度增加基體溫度會導(dǎo)致基體表面或已沉積粒子表面氧化加劇，形成厚度較大的氧化膜，造成界面處冶金結(jié)合區(qū)比率顯著降低[20]。

提高熔滴溫度可以促進金屬界面結(jié)合的形成。當(dāng)高熔點材料Mo 或W 熔滴噴涂到熔點較低的Ni基或Fe 基合金表面上時界面溫度可達到基體材料的熔點以上，使得界面通過熔化焊接在一起而形成冶金結(jié)合[21,22]。即使采用自熔合金粉末，基體為Mg 合金時可以使基體表面發(fā)生熔化而通過金屬間化合物形成冶金結(jié)合[23]。然而，調(diào)節(jié)工藝參數(shù)并不能大幅度提高熔滴溫度，主要是由于提高功率會增加熔滴的飛行速度，縮短熔滴的加熱時間[10]，同時，隨著熔滴溫度的增加，隨之加劇的蒸發(fā)引起熱的損失顯著增強，從而限制加熱效應(yīng)[24]。為顯著提升粒子溫度，田佳佳等人[25]提出了一種新型的難熔金屬Mo 包覆NiCr 殼核結(jié)構(gòu)粉末設(shè)計方法，外層Mo 限制Cr 等合金元素的蒸發(fā)以減少熱量的損失從而提高熔滴溫度，可使NiCr 粒子溫度提高500 ℃以上[26]。然而，熔滴溫度對層間界面結(jié)合的影響機制還未有合理的解釋。

本文采用Ni20Cr 粉末和新型Mo 包覆NiCr殼核結(jié)構(gòu)粉末作為噴涂材料以獲得不同溫度的高溫熔滴，通過熔滴鋪展后扁平粒子與基體間界面的微觀結(jié)構(gòu)的精細表征，并結(jié)合界面溫度的數(shù)值模擬，研究了熔滴溫度對鎳基合金扁平粒子間界面結(jié)合的影響規(guī)律。

1 試驗方法和材料

1.1 試驗材料

試驗采用商用50～75 μm 的Ni20Cr 粉末和課題組自制的75～100 μm Mo 包覆NiCr-Mo 殼核結(jié)構(gòu)粉末。NiCr-Mo 粉末的制備過程參見文獻[25]。采用與Ni 基合金物性參數(shù)接近的304 不銹鋼作為基體，用以試驗和數(shù)值模擬表征Ni 基合金扁平粒子層間的界面結(jié)合形成規(guī)律。

1.2 扁平粒子制備

制備扁平粒子前，對基體表面分別進行了拋光、超聲清洗和預(yù)熱的預(yù)處理，以完全去除基體表面氧化膜和污染物。預(yù)熱裝置采用電阻加熱臺，噴涂前先將基體加熱到200 ℃以上，然后自然冷卻到100 ℃后制備單個扁平粒子，以消除表面吸附物對熔滴扁平化過程的影響，確?？色@得規(guī)則圓盤狀扁平粒子[27]。試驗采用了九江等離子噴涂設(shè)備廠制造的80 kW 級等離子噴涂系統(tǒng)，裝配有9 M 噴槍。涂層制備過程中以Ar 氣作為主氣，H2氣作為輔氣，N2作為送粉氣體。噴涂中采用內(nèi)送粉的方式來提高熔滴溫度，具體噴涂工藝參數(shù)如表1 所示。

表1 等離子噴涂工藝參數(shù)Table 1 Atmospheric plasma spraying parameters

1.3 界面微觀結(jié)構(gòu)表征

采用掃描電鏡(Scanning Electron Microscope,SEM, MIRA 3 LMH, TESCAN, Czech Republic)和EBSD(Electron Back Scattering Diffraction analysis,EBSD, Oxford, UK)分析扁平粒子形貌和微觀組織。采用FIB(Focus Ion Beam, FIB, JIB-4500 Multi-Beam system, JEOL, Japan)提取包含有扁平粒子-基體界面的透射電鏡 (TEM)分析試樣并減薄，然后采用TEM (Transmission Electron Microscopy,TEM, JEM-2100F, JEOL, Japan)進行微觀區(qū)域的成分和結(jié)構(gòu)分析。

1.4 熔滴鋪展過程數(shù)值模擬

本文建立了高速液滴垂直撞擊基體表面的二維鋪展模型，采用Fluent 軟件模擬了不同溫度的液滴鋪展和凝固過程。設(shè)置熔滴直徑為54 μm，流體區(qū)域尺寸為90×160 μm，基體作為固體區(qū)域的尺寸為25×160 μm，模型結(jié)構(gòu)、接觸角、邊界條件等參數(shù)參照文獻[28]報道的方法進行了設(shè)置。采用正方形網(wǎng)格，網(wǎng)格邊長為0.15 μm，網(wǎng)格總數(shù)為821290 個。表2 所示為計算過程中采用的材料物性參數(shù)。計算過程中熔滴溫度分別設(shè)定為1600℃、1900 ℃、2200 ℃、2700 ℃和2900 ℃，碰撞速度為100 m·s-1，扁平粒子與基體接觸熱阻為10-7m2·K·W-1，基體溫度為150 ℃。

表2 模型中不同區(qū)域的物性參數(shù)Table 2 Physical parameters of different regions in the model

2 結(jié)果與分析

2.1 Ni20Cr 扁平粒子與基體間界面的微觀結(jié)構(gòu)

圖1 所示為等離子噴涂制備的Ni20Cr 扁平粒子的表面形貌和斷面結(jié)構(gòu)，其中在區(qū)域A 和B 處分別為采用FIB 去除一邊的金屬材料以觀察表征扁平粒子與基體界面的結(jié)合狀態(tài)。由于FIB 設(shè)備單次切割樣品的最大長度僅為30 μm，且為了避免相鄰兩處切割位置在制樣過程中相互影響，分別選取粒子中心區(qū)域及靠近邊緣的區(qū)域作為典型選樣區(qū)域進行了制樣觀察。從圖1(a)可以看出,當(dāng)基體溫度為100 ℃時扁平粒子呈現(xiàn)圓盤狀形貌。扁平粒子的形貌與液滴的雷諾數(shù)[29,30]、界面熱阻[31]、表面吸附物和冷凝物[27]及快速凝固過程[32,33]均有關(guān)。圖中觀察到圓盤狀扁平粒子，表明將基體加熱到200 ℃以上，足以消除表面吸附物與冷凝物等因素對扁平粒子鋪展產(chǎn)生影響的因素[27]。

圖1 等離子噴涂Ni20Cr 扁平粒子表面形貌：(a) Ni20Cr 粒子斷面切割位置；(b)圖1(a)中心區(qū)域 A；(c)圖1(a)中間區(qū)域 BFig.1 Surface morphology and microstructure of cross-sections of Ni20Cr splat:(a) FIB sampling positions of a Ni20Cr splat; (b) the microstructure of the corresponding interfaces marked as A in Fig.1(a);(c) the microstructure of the corresponding interfaces marked as B in Fig.1(a)

圖2 所示為采用TEM 對圖1 中結(jié)合良好的A 區(qū)進行分析，獲得的扁平粒子與基體界面的微觀結(jié)構(gòu)和成分分布。從圖2(a)中可以看出，即使在Ni20Cr 粒子與基體結(jié)合良好的中心區(qū)域，粒子與基體間存在平直且連續(xù)分布的黑色條帶組織。由能譜分析結(jié)果可知（圖2(b)所示區(qū)域），如圖2(c)所示粒子與基體界面處的黑色條帶狀物質(zhì)為氧化膜。以上結(jié)果表明，在大氣環(huán)境中制備單個扁平粒子時，基體加熱過程中在其表面生成的薄層氧化膜，阻礙著粒子與基體間冶金結(jié)合的形成。

圖2 Ni20Cr 扁平粒子中心區(qū)域與不銹鋼基體界面的微觀結(jié)構(gòu)和成分分布圖：(a) STEM 圖像（低倍）；(b)STEM 圖像（高倍）；(c)圖(b)中矩形框內(nèi)元素分布圖Fig.2 Microstructure and composition distribution of interface between Ni20Cr splat and stainless steel substrate:(a) STEM image (low magnification); (b) STEM image (high magnification);(c) composition distributions of interface region marked with the rectangular box in Fig.2(b)

2.2 NiCr-Mo 扁平粒子與基體間界面的微觀結(jié)構(gòu)

圖3 所示為等離子噴涂制備的NiCr-Mo 扁平粒子的表面形貌和斷面結(jié)構(gòu)。用FIB 從扁平粒子的中心到邊緣制備了4個斷面試樣，依次命名為A、B、C 和D。由于扁平粒子中Mo 元素與基體中的Fe、Cr 等元素相差較大，因此從對比度可以分辨出扁平粒子與基體之間的界面。從圖3 中的扁平粒子斷面試樣可以看出，在靠近中心區(qū)域（A、B和C 區(qū)）界面結(jié)合良好，無明顯的缺陷，而在靠近扁平粒子的邊緣區(qū)域（D 區(qū)）界面處呈現(xiàn)未結(jié)合狀態(tài)。對扁平粒子-基體界面進行高倍顯微結(jié)構(gòu)分析，從圖3(c)、(d)和(f)中可以看出，在扁平粒子中心的A 和B 區(qū)域內(nèi)，扁平粒子與基體界面并不平直，形成典型的凹坑形貌，部分凹坑兩側(cè)有明顯的黑色點狀物質(zhì)；從圖3(j)中可以看出，在接近邊緣的C 區(qū)域，扁平粒子與基體間界面平直且分界線明顯；從圖3(l)中可以看出，在靠近邊緣的D 區(qū)處界面處呈現(xiàn)明顯類似開裂的未結(jié)合狀態(tài)。

圖3 等離子噴涂NiCr-Mo 扁平粒子的表面形貌及斷面結(jié)構(gòu)，A、B、C 區(qū)域?qū)?yīng)結(jié)合界面，D 區(qū)存在未結(jié)合界面：(a) NiCr-Mo 粒子斷面切割位置；(b), (e), (i), (k) 分別為A、B、C、D 區(qū)域斷面結(jié)構(gòu)（低倍）；(c), (d)A 區(qū)域斷面結(jié)構(gòu)（高倍）；(f), (g), (h) B 區(qū)域斷面結(jié)構(gòu)（高倍）；(j) C 區(qū)域斷面結(jié)構(gòu)（高倍）；(l) D 區(qū)域斷面結(jié)構(gòu)（高倍）Fig.3 Surface morphology and microstructure of cross-section of NiCr-Mo splat, the bonding was formed at the interface regions of A, B and C, while part of the interface in the region D was not bonded: (a) FIB sampling positions of a NiCr-Mo splat, (b), (e), (i), (k) microstructure of the corresponding interfaces marked as A, B, C, D respectively (low magnification);(c), (d) microstructure of A region (high magnification); (f), (g), (h) microstructure of B region (high magnification);(j) microstructure of C region (high magnification); (l) microstructure of D region (high magnification)

為表征中心區(qū)域界面處凹坑的微觀結(jié)構(gòu)，采用TEM 對界面結(jié)構(gòu)進行了分析。圖4 所示為接近邊緣處（C 區(qū)域）的界面上呈現(xiàn)典型凹坑區(qū)域的掃描透射電子圖像(STEM)。從圖中可以看出，扁平粒子-基體界面處存在明顯的凹坑形貌，凹坑寬約幾百納米，延伸入基體內(nèi)部深度約100 至200 nm。采用EDS 對圖4(a)中矩形框1 處進行成分分析，結(jié)果如圖4(b)所示?？梢钥闯?，界面以上區(qū)域即扁平粒子部分主要包含Ni、Cr、Mo 和Fe 元素，界面以下區(qū)域（不包含凹坑）即基體部分主要包含F(xiàn)e、Cr 元素，而界面上凹坑內(nèi)區(qū)域包含F(xiàn)e、Ni、Mo 元素。該結(jié)果表明，扁平粒子的Mo、Ni 元素越過界面與基體中Fe 元素混合。對圖4(a)中點線圓圈所示的熔池區(qū)域做選區(qū)衍射分析，結(jié)果如圖4(c)所示。對衍射斑點進行標(biāo)定后發(fā)現(xiàn)凹坑區(qū)域內(nèi)主要為Ni、Mo、Cr、Fe 元素組成的面心立方固溶體。扁平粒子元素跨界面擴散且呈現(xiàn)凹坑狀形貌的現(xiàn)象表明，高溫NiCr-Mo 熔滴碰撞基體后致使基體發(fā)生熔化，進而在基體表面形成微熔池，由此在界面處通過焊接形成了冶金結(jié)合。

圖4(d)所示為圖(a)中矩形框2 區(qū)域內(nèi)的成分分析結(jié)果，可以看出界面處黑色條帶狀區(qū)域存在Cr、O 元素富集現(xiàn)象，可以認定為Cr 的氧化物。從條帶狀氧化膜的形貌可以看出，凹坑區(qū)域氧化膜消失且在凹坑邊緣處存在近球狀氧化膜。對比圖2(c)和圖4(d)的結(jié)果可以看出，在溫度較高的高溫熔滴碰撞基體后，其鋪展過程中引起基體表面熔化，進而導(dǎo)致界面氧化膜分散而形成部分熔坑區(qū)域，該區(qū)域的氧化膜破碎后發(fā)生球化現(xiàn)象，促進了冶金結(jié)合的形成。

圖4 等離子噴涂沉積NiCr-Mo 扁平粒子與基體界面處的TEM 分析結(jié)果：(a) STEM 圖像；(b)圖(a)中矩形框1 內(nèi)元素分布面掃描譜圖；(c)圖(a)中圓形區(qū)域選區(qū)衍射；(d)圖(a)中矩形區(qū)域2 元素分布面掃描譜圖Fig.4 Microstructure and element distribution map of the interface between NiCr-Mo splat and substrate: (a) STEM image; (b)composition distribution of interface marked with the rectangular box 1 in Fig.4(a); (c) selected diffraction spots marked with circular line in Fig.4(a); (d) composition distribution of interface marked with the rectangular box 2 in Fig.4(a)

圖5 所示為有氧化膜夾雜的粒子-基體間界面的高分辨圖像。從圖中可以看出，界面處存在厚度約10 nm 的氧化膜，界面兩側(cè)原子均呈現(xiàn)連續(xù)排列，兩側(cè)金屬與氧化膜形成了良好的化學(xué)結(jié)合。將邊緣處有裂紋的界面定義為未結(jié)合界面，而將通過氧化膜形成化學(xué)結(jié)合和氧化膜破碎后形成冶金結(jié)合的界面均定義為結(jié)合界面，經(jīng)測量表征得到了NiCr-Mo 扁平粒子與基體間界面的有效結(jié)合面積比例，該比例達到78%，顯著高于傳統(tǒng)等離子噴涂Ni20Cr 涂層的36%[34]。

圖5 NiCrMo 扁平粒子與基體界面通過氧化膜形成結(jié)合的TEM 高分辨圖像Fig.5 High resolution images of the interface between NiCrMo splat and substrate with the bonding through oxide layer

2.3 鎳基高溫熔滴在基體表面鋪展過程模擬

圖6 所示為溫度為2200℃的Ni20Cr 熔滴碰撞鋪展過程中不同時刻的扁平粒子液相體積分數(shù)分布。如圖6 所示，當(dāng)鋪展時間為0.3 μs 時，液滴的鋪展前沿連續(xù)受到低溫基體的冷卻作用，使其底部的溫度低于液相熔點以下，出現(xiàn)了底部凝固薄層。當(dāng)鋪展時間為0.7 μs 時，液滴的鋪展前沿已經(jīng)達到了最大鋪展距離，邊緣區(qū)域出現(xiàn)大量的凝固薄層。繼續(xù)增加鋪展時間，液相受動能驅(qū)動繼續(xù)向邊緣鋪展，最終形成了邊緣厚度高，中心較平坦的單個扁平粒子。還可以看出，扁平粒子鋪展過程中包含凝固過程，兩者不能分開考慮，同時扁平粒子的凝固始于鋪展的前沿，即扁平粒子的邊緣區(qū)域最先凝固，中心區(qū)域最后凝固。有研究發(fā)現(xiàn)Mo扁平粒子在凝固時邊緣區(qū)域先凝固，中心區(qū)域最后凝固[22]，本模擬結(jié)果與上述報道的結(jié)果一致。

圖6 不同時刻的扁平粒子中液相體積分數(shù)分布Fig.6 Volume fraction distribution of liquid phase at different time point during the splat spreading process

圖7 所示為熔滴溫度對熔融粒子扁平率和鋪展中引起的基體表面熔化區(qū)面積比的影響。當(dāng)1600 ℃的高溫熔滴碰撞基體后，由于界面上的最高溫度低于基體的熔點，因此基體表面不會發(fā)生熔化。當(dāng)熔滴溫度增加到1900 ℃及以上時，界面可達到的最高溫度超過了基體熔點，有可能發(fā)生基體熔化現(xiàn)象。從圖7 中還可以看出，隨著熔滴溫度的增加，基體熔化區(qū)域面積占比升高。當(dāng)熔滴溫度從2200 ℃提高到2700 ℃時，基體熔化區(qū)比率從49.8%提高到62.9%；進一步提高熔滴溫度至2900 ℃時，則基體熔化區(qū)比率增加至64.0%，其增長趨勢顯著降低。提高熔滴溫度，一方面會增加熔滴與基體界面的傳熱來提高界面溫度，促使基體熔化，但另一方面會減緩熔滴的冷卻速度，增加鋪展粒子直徑或面積。由于基體熔化區(qū)面積比率等于熔化區(qū)面積和扁平粒子鋪展總面積的比值，因此，隨著熔滴溫度的增加，粒子的扁平率和基體熔化區(qū)面積都會顯著增加；但大幅度提升熔滴溫度后，受粒子扁平率顯著增加的影響，基體熔化區(qū)域面積比率增加并不顯著。

圖7 熔滴溫度對粒子扁平率和基體熔化區(qū)面積比率的影響Fig.7 Effect of droplet temperature on the flattening ratio and substrate melting area ratio

2.4 熔滴溫度對扁平粒子-基體界面間結(jié)合的影響

高溫熔滴在金屬基體表面橫向鋪展時，粒子與粒子-基體界面溫度隨著鋪展的發(fā)展逐漸升高，且碰撞中心界面處溫度最高，而在粒子鋪展前沿處的界面溫度隨著粒子的鋪展呈逐漸趨于降低趨勢。當(dāng)高溫NiCr 和NiCr-Mo 熔滴碰撞基體時，基體表面部分區(qū)域溫度超過基體熔點發(fā)生熔化現(xiàn)象。對于高溫NiCr-Mo 粒子，由于熔滴溫度遠高于NiCr 熔滴，在鋪展過程中，基體表面熔化區(qū)域面積顯著高于NiCr 熔滴。本文中數(shù)值模擬結(jié)果表明當(dāng)熔滴溫度從2200 ℃提高到2700 ℃時，基體表面熔化區(qū)域所占面積比率可從49.8%提高到62.9%。

沉積扁平粒子試驗所采用的NiCr 粒子平均溫度為2150 ℃，通過難熔金屬Mo 包覆可使NiCr-Mo 粒子平均溫度達到2650℃，與傳統(tǒng)NiCr 扁平粒子與基體間結(jié)合區(qū)域僅為36%[34]相比，NiCrMo扁平粒子與基體間結(jié)合區(qū)域可達到78%?？紤]到試驗所測得的2650 ℃的NiCrMo 粒子的結(jié)合區(qū)域包含了基體沒有熔化但通過氧化膜形成的化學(xué)結(jié)合的界面，可以認為模擬結(jié)果與試驗結(jié)果基本一致。以上結(jié)果可以看出，熔滴溫度對金屬粒子與基體間界面結(jié)合具有重要影響。

在大氣等離子噴涂過程中，基體表面通常不可避免存在氧化膜。不銹鋼最外層氧化膜為鉻的氧化物。由于氧化鉻的熔點為2435 ℃，遠遠高于Ni20Cr 的熔點1430 ℃，因此熔滴溫度2200 ℃的Ni20Cr 液滴不可能通過熔化氧化膜來使其破碎并分散，因此圖2 中NiCr 扁平粒子與基體間隔著氧化膜形成了金屬-氧化膜-金屬的三明治結(jié)構(gòu)。然而，熔滴溫度2650 ℃ 的NiCr-Mo熔滴溫度較高，不僅可以隔著氧化膜熔化基體，同時有可能使局部區(qū)域氧化膜發(fā)生熔化進而破裂。圖4 中NiCr-Mo 扁平粒子在中心區(qū)域呈現(xiàn)氧化膜分散的狀態(tài)，形成波浪狀的冶金結(jié)合界面，而扁平粒子的邊緣區(qū)域由于溫度較低難以破碎分散氧化膜，進而形成金屬-氧化膜-金屬的三明治結(jié)構(gòu)的化學(xué)結(jié)合界面?？紤]到模擬所得2700 ℃熔滴所引起基體熔化的界面比例小于2650 ℃熔滴碰撞所測得的界面結(jié)合率，這意味著熔融鎳基合金與氧化膜潤濕形成化學(xué)結(jié)合的溫度應(yīng)低于鎳基合金的熔點，而在界面形成化學(xué)結(jié)合的具體溫度條件有待進一步研究明確。

3 結(jié)論

(1) 采用APS 制備的圓盤狀Ni20Cr 單個扁平粒子，僅在中心處與基體呈現(xiàn)良好結(jié)合，而在邊緣處以間隙態(tài)呈現(xiàn)未結(jié)合的狀態(tài)。TEM 結(jié)果表明，Ni20Cr 扁平粒子與基體間界面處存在連續(xù)的氧化膜，因此中心結(jié)合界面呈現(xiàn)金屬-氧化膜-金屬的三明治結(jié)構(gòu)的化學(xué)結(jié)合。

(2) 采用Mo 包覆的NiCr-Mo 粉末通過顯著提高熔滴溫度，可顯著增加扁平粒子與基體間界面結(jié)合比率。結(jié)果表明，NiCr-Mo 扁平粒子與基體間界面的有效結(jié)合面積比例達到78%，遠超傳統(tǒng)NiCr 扁平粒子的有效結(jié)合面積比例36%。TEM結(jié)果表明，在NiCr-Mo 扁平粒子中心區(qū)域，其與基體界面處部分氧化膜發(fā)生了分散進而形成了冶金結(jié)合，部分區(qū)域隔著氧化膜以金屬-氧化膜-金屬三明治結(jié)構(gòu)形成了良好的化學(xué)結(jié)合。

(3) 高溫熔滴鋪展過程模擬結(jié)果表明，提高熔滴溫度可增加基體熔化趨勢并提高熔化區(qū)域面積，但大幅度提高熔滴溫度會導(dǎo)致粒子扁平率增加，并不能顯著提升基體熔化區(qū)面積比率。