一种聚变堆氚增殖包层用Fe‑Al/Al2O3 阻氚涂层及其制备方法

摘要

本发明公开了一种聚变堆氚增殖包层用Fe‑Al/Al2O3阻氚涂层及其制备方法，本发明的涂层由Fe‑Al扩散层及其表面原位氧化生成的Al2O3薄膜组成。本发明的Fe‑Al扩散层中钢基体一侧的纳米晶界可成为Al原子向钢基体内部扩散的通道；扩散退火时，Al原子沿纳米晶界向钢基体内部迅速扩散，这将大大降低涂层和界面处Al元素的含量，抑制高铝化合物（Fe2Al5，FeAl3，FeAl2等）的形成；涂层中，低铝化合物（FeAl）的形成降低了Fe、Al元素的成分梯度，抑制了柯肯达尔空洞的产生。

说明书

技术领域

本发明属于阻氚涂层制备技术领域，本发明涉及一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层及其制备方法。

背景技术

氚作为一种稀缺的战略资源在国防、核能、医学、石油工业等领域有广泛的应用。由于氚具有放射性和高渗透性，防止氚的渗透与泄露是不可忽视的现实问题。特别是聚变堆氚增殖包层内增殖产生的氚，极易通过包层结构材料向外渗透。为了有效地阻氚，同时不牺牲结构材料的整体性能，现实的方法是在结构材料表面涂覆相应的阻氚涂层。

目前，研究涉及到的阻氚涂层包括：氧化物涂层(Journal of Nuclearmaterials, 1997, 246：139-143)、硅化物涂层(Journal of Nuclear materials, 1995,220：823-826)、钛基陶瓷(Surface and Coatings Technology, 1998, 100：500-502)等多种陶瓷涂层。其中Al₂O₃涂层因其氚渗透率降低因子高、制备方法简单、耐腐蚀等特点，被认为是氚增值包层阻氚涂层的重要候选材料。然而，值得注意的是，聚变堆用包层阻氚涂层服役环境恶劣，涂层需要长期忍受300℃～550℃的交变温度场。在交变热应力的长期作用下，涂层极易产生裂纹，甚至剥落。这大大降低了Al₂O₃涂层的阻氚性能。

为了提高Al₂O₃涂层在交变温度场下的抗剥落性能，目前常用的聚变堆氚增殖包层阻氚涂层是Fe-Al/Al₂O₃涂层，其制备方法是：先在钢基体上镀一层纯Al涂层，再通过一系列中、高温热处理，在Al涂层表面原位氧化生成一层极薄的Al₂O₃薄膜；同时，通过热处理加速Fe/Al界面之间的元素互扩散，形成Fe/Al互扩散层，这大大提高了Fe-Al/Al₂O₃膜基界面的结合力，进而提高了涂层的抗剥落性能（中国核科学技术进展报告，2011，2：207～228）。虽然用镀铝+热处理的方法制备的Fe-Al/Al₂O₃涂层的抗剥落性能得到了较大提高，但在模拟实际工况条件下，Fe-Al/Al₂O₃涂层的氚渗透率降低因子（10～10³）与Al₂O₃理论值（10³～10⁵）之间依然有不少差距。其主要原因是：在镀铝和热处理过程中，Fe、Al元素互扩散会在涂层内或涂层-基体界面处形成大量科肯达尔空洞和脆性的高铝化合物（如Fe₂Al₅，FeAl₃，FeAl₂等）；空洞和高铝化合物在交变温度场下易产生应力集中，导致裂纹的萌生，从而降低涂层的阻氚性能（Journal>

因此，如何控制阻氚涂层中的空洞和高铝化合物含量，成为工程技术人员关注的热点。目前，常用的阻氚涂层制备技术的改进方案包括：镀铝液中添加微量元素抑制高铝化合物的生长（Surface & Coatings Technology，2014，246：17–25）；提高热处理温度，延长热处理时间消除高铝化合物（第一届氚科学与技术交流会论文集，2015，成都：193-194.；Material Corrosion，2005，56：874.）；减小镀铝层的厚度能缩短Al、Fe原子的互扩散距离，从而降低空洞数量（Fusion Engineering and Design，2015，101：128–133）。然而，以上各解决方案仍存在不少问题：添加微量元素只能减小高铝化合物的尺寸，无法将其完全消除；而提高热处理温度和延长保温时间，不但增加了能耗还会恶化钢基体的力学性能；减小镀铝层厚度将不可避免的牺牲涂层的耐腐蚀和耐辐照性能等。

发明内容

为了改善上述问题，本发明提供了一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层及其制备方法。

实现本发明的技术方案如下：

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，所述涂层由Fe-Al扩散层及其表面原位氧化生成的Al₂O₃薄膜组成；Fe-Al扩散层中，钢基体一侧粗糙度为1.0～2.0μm，钢基体表面形成纳米晶体结构，晶粒尺寸为30～50nm。

具体地，所述Al₂O₃薄膜由α-Al₂O₃和θ-Al₂O₃组成。

具体地，所述Fe-Al扩散层的厚度为2～14μm；所述Al₂O₃薄膜的厚度≤1μm。

具体地，所述Fe-Al扩散层由低铝化合物FeAl组成。

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层的制备方法，采用超音速微粒喷丸的方法对基体进行喷丸处理，再采用磁控溅射法在基体上镀制纯Al涂层，然后进行扩散退火和原位氧化热处理。

进一步地，本发明包括以下步骤：

（1）将清洗后的基体材料固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前对其进行喷涂；其中，超音速微粒喷丸设备的载气压力为1.0～3.0MPa，喷嘴行走速度为1～4mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为1.5～6.0cm²/s），喷丸介质为球形氧化铝粉，喷丸直径为40～80μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的基体材料放置于磁控溅射真空室中进行射频磁控溅射镀膜；其中，真空室真空压力≤1.0×10^-3Pa，溅射功率为70～140W，溅射沉积时间为45～180min，溅射时通入Ar，Ar气压为0.25～0.5Pa；溅射源为纯度不低于99.95wt%的Al靶；

（3）将步骤（2）得到的基体材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度400～650℃，退火炉真空压力≤1.0×10^-3Pa，退火时间2～5小时；退火完成后，调节真空压力≥1.0×10^-1Pa，温度升至650～900℃，对基体材料进行原位氧化，保温1～3小时，随炉冷却、出炉。

作为一种优选，所述超音速微粒喷丸的载气压力为1.5～2.5MPa；溅射沉积时间为60～120min；扩散退火温度为500～550℃；原位氧化温度为700～750℃。

具体地，所述基体材料为钢材料。

具体地，所述基体材料表面粗糙度为1.0～2.0μm，基体表面形成纳米晶体结构，晶粒尺寸为30～50nm。

具体地，喷丸入射角度为90°。

本发明具有以下优点及有益效果：

（1）本发明之所以选择超音速微粒喷丸技术对涂层基体进行喷丸处理，是因为通过控制超音速微粒喷丸的工艺参数可以在钢基体表面制备一定厚度纳米晶层。纳米晶层内的大量晶界可成为Al原子向钢基体内部扩散的通道；扩散退火时，Al原子沿纳米晶界向钢基体内部迅速扩散，这将大大降低了涂层和界面处Al元素的含量，抑制高铝化合物（Fe₂Al₅，FeAl₃，FeAl₂等）的形成；涂层中，低铝化合物（FeAl）的形成降低了Fe、Al元素的成分梯度，抑制了柯肯达尔空洞的产生。另外，超音速微粒喷丸处理后，钢基体表面有一定的粗糙度，这可以增加涂层与基体的接触面积，提高涂层与基体的结合强度。以上特点使涂层在交变温度场中的抗剥落性能得到了大幅提升。

（2）本发明的基体表面经过纳米化处理后，Fe、Al元素扩散的速度加快，所需要的扩散激活能降低，这也大大地降低了后续的扩散退火温度，缩短了退火时间。这不但消除了高温热处理对钢基体力学性能的负面影响，还提高了生产效率，减少了能耗。

（3）本发明采用喷丸+磁控溅射+热处理的方法制备阻氚涂层，工艺简单、成熟，设备操作便捷，工艺参数精确可控，适合大批量生产。

（4）相对目前主流的阻氚涂层的制备方法，本发明的方法不涉及有机溶剂和高温铝水，制备过程绿色环保，且更为安全。

附图说明

图1为本发明所设计的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层的制备工序示意图。

图2为本发明-实施例1经过超音速微粒喷丸后的表面形貌和截面微观组织照片。

图3为本发明-实施例1制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层的表面、截面形貌。

图4为本发明-实施例1制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层的X射线衍射图谱。

图5为本发明-实施例1制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层和未经过超音速微粒喷丸预处理制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层经过550℃热震20次后的表面形貌。

图6为本发明-实施例1制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层和未经过超音速微粒喷丸预处理制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层经过550℃～300℃热循环100小时后，涂层的截面形貌。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步的说明，但本发明的实施方式并不限于此。

值得说明的是：1、以下实施例所采用的超音速微粒喷丸设备是中国科学院金属研究所自制的气固双相流金属材料表面纳米化装置（参见专利“熊天英；李铁藩；吴杰；金花子；超声速微粒轰击金属材料表面纳米化方法，CN1410560,2003”）。2、喷丸处理后，采用扫描电子显微镜（SEM, S-3400N, Oxford Instrument）和透射电子显微镜（TEM, JEOL-2000FXII）表征钢基体表面和截面形貌，采用表面形貌仪（MIROXAM-3D, KLA-ADE）表征钢基体表面粗糙度。3、热处理结束后，采用扫描电子显微镜（SEM, S-3400N, OxfordInstrument）和X射线衍射仪（XRD，RigakuD/Max-3A）表征涂层表面、截面形貌、相组成及厚度。4、550℃热震实验步骤如下：将涂层试样放入马弗炉中，在大气和室温环境下中升温至550，升温速率10℃/min，550℃保温30min后，将涂层试样从马弗炉取出，迅速浸入常温的去离子水中，冷却，取出晾干，用扫描电子显微镜观察涂层表面剥落情况，如此反复，直至涂层大面积剥落发生，以所耐受的最大热震次数评价涂层抗剥落性能。5、550℃～300℃热循环实验步骤如下：将涂层试样放入真空退火炉中，本底真空度小于10^-3Pa，设定热循环程序，升温速率10℃/min，升温至550℃，保温15min后，降温至300℃，降温速率10℃/min，保温15min，再升温至550℃，如此循环反复100小时，随炉冷却，将试样取出，以扫描电子显微镜观察涂层截面形貌，以涂层内部裂纹和空洞数量评价涂层在交变温度场下的服役性能稳定性。

实施例1

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的100Cr6钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离30mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为2.5MPa，喷嘴行走速度1mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为1.5㎝²/s），喷丸入射角度90°，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径60μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压为8.0×10^-4Pa，在溅射功率为100W的条件下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.3Pa，溅射沉积时间为60min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度500℃，退火炉本底真空气压为8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至1.0×10^-1Pa，温度升至750℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

值得说明的是，图1中（a）为超音速微粒喷丸工序，（b）为表面镀铝工序，（c）为热处理工序；由示意图可知，与传统Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层制备方法相比，本发明在制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层过程中预先对钢基体进行了超音速微粒喷丸处理。该预处理的目的是在钢基体表面获得一定厚度的纳米晶层和粗糙度，以提高涂层的抗剥落性能。

图2中（a）为表面形貌，图2（b）为截面微观组织；从该图可知，超音速微粒喷丸后钢基体表面粗糙度略有增加，达到1.9μm，钢基体表层晶粒尺寸达到纳米级（直径30nm左右），纳米层厚度约为5μm。

图3中（a）为Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层的表面，（b）为截面形貌；从该图可知，Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm，薄膜表面无裂纹和可见缺陷；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度达到4μm，内部无裂纹与可见空洞。

由图4可知，涂层内部的主要相为低铝化合物FeAl，由于Al₂O₃薄膜极薄，X射线图谱中没有明显的Al₂O₃谱线。

图5中（a）为本发明制得的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，（b）为未经过超音速微粒喷丸预处理制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层。从图中可知，550℃热震20次后，本发明所制备的阻氚涂层无明显剥落产生，说明与传统的未经超音速微粒喷丸处理的阻氚涂层相比，本发明的阻氚涂层拥有更好的抗剥落性能。

图6中（a）为本发明制得的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，（b）为未经过超音速微粒喷丸预处理制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层。从图中可知，在交变温度场下，本发明的阻氚涂层内部结构更稳定，不容易形成裂纹和空洞，说明与传统的未经超音速微粒喷丸处理的阻氚涂层相比，本发明所制备的阻氚涂层在交变温度场下拥有更稳定的服役性能。

实施例2

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的304不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离40mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为1.5MPa，喷嘴行走速度3mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为4.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径40μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.35Pa，溅射沉积时间为120min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度550℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至2.0×10^-1Pa，温度升至700℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为1.0μm，基体表面晶粒尺寸约50nm，纳米层厚度约3μm；该涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm，薄膜表面无裂纹和可见缺陷；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度达到8μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl；550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震20次后无明显剥落产生；550℃～300℃热循环实验显示，热循环100小时后，本发明所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层内部保持完整致密。

实施例3

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的304不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离40mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为1.5MPa，喷嘴行走速度3mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为4.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径40μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.35Pa，溅射沉积时间为120min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度550℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至2.0×10^-1Pa，温度升至700℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为1.0μm，基体表面晶粒尺寸约50nm，纳米层厚度约3μm；该涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm，薄膜表面无裂纹和可见缺陷；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度达到8μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl；550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震20次后无明显剥落产生；550℃～300℃热循环实验显示，热循环100小时后，本发明所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层内部保持完整致密。

实施例4

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的316L不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离30mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为1.0MPa，喷嘴行走速度1mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为1.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径60μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.35Pa，溅射沉积时间为60min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度500℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至1.0×10^-1Pa，温度升至750℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为1.0μm，基体表面晶粒尺寸约50nm，基体表面纳米层约2μm；该涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm，薄膜表面无裂纹和可见缺陷；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度达到3μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl；550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震16次后出现剥落现象；550℃～300℃热循环实验显示，热循环100小时后，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层内部无明显裂纹与空洞。本实施例说明，本发明所制备的阻氚涂层的抗剥落性能对喷丸的载气压力比较敏感，当载气压力低于1.5MPa时，钢基体的粗糙度和纳米层厚度明显降低，使得Fe-Al扩散层厚度降低，最终导致涂层的抗剥落性能较优选方案有所下降。

实施例5

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的316L不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离30mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为3.0MPa，喷嘴行走速度1mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为1.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径60μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.35Pa，溅射沉积时间为120min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度500℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至1.0×10^-1Pa，温度升至750℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为2.3μm，基体表面晶粒尺寸约30nm，基体表面纳米层约5μm，但在基体最表层发现有微裂纹萌生；该涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm，薄膜表面无裂纹和可见缺陷；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度达到10μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl；550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震15次后出现剥落现象；550℃～300℃热循环实验显示，热循环100小时后，本实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在涂层与基体界面处出现微裂纹，这可能是有由于喷丸气压偏大造成的。本实施例说明，本发明所制备的阻氚涂层的抗剥落性能对喷丸的载气压力比较敏感，当载气压力高于2.5MPa时，钢基体表面可能产生微裂纹，使得Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层与基体的结合力较优选方案有所下降。

实施例6

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的316L不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离30mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为2.5MPa，喷嘴行走速度1mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为1.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径60μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.35Pa，溅射沉积时间为45min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度500℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至1.0×10^-1Pa，温度升至750℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为2.0μm，基体表面晶粒尺寸约30nm，基体表面纳米层约5μm；该涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm，薄膜表面无裂纹和可见缺陷；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度达到2μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl；550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震20次后无明显剥落产生；550℃～300℃热循环实验显示，热循环100小时后，本发明所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层内部保持完整致密。但该实施例的镀铝时间较短，使得Fe-Al扩散层厚度偏小，这可能影响涂层在聚变堆包层中的耐辐照和耐腐蚀性能。

实施例7

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的304不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离40mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为2.0MPa，喷嘴行走速度3mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为4.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径40μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.35Pa，溅射沉积时间为60min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度450℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至2.0×10^-1Pa，温度升至700℃，对涂层进行原位氧化，保温1小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为1.4μm，基体表面晶粒尺寸约30nm，纳米层厚度约4μm；该涂层最表层为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度为3μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl；550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震14次后出现剥落现象；550℃～300℃热循环实验显示，热循环100小时后，本实施例制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层内部出现微裂纹。这说明，当扩散退火温度低于500℃，扩散层的厚度以及涂层-基体的结合强度均较最优方案有所下降。

实施例8

一种聚变堆氚增殖包层用Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层，其制备方法如下：

（1）将清洗后的304不锈钢钢片固定于超音速微粒喷丸设备的喷嘴前，待喷涂面与喷嘴距离30mm，超音速微粒轰击设备的载气压力为2.0MPa，喷嘴行走速度1mm/s（换算为单位时间内的喷丸面积为4.5cm²/s），喷丸入射角度90º，喷丸介质为球形氧化铝粉（刚玉粉），直径40μm；

（2）将步骤（1）得到的经表面喷丸处理的钢基体材料放置于磁控溅射真空室中，真空室本底真空气压8.0×10^-4Pa，在溅射功率100W下进行射频磁控溅射镀膜，以纯度不低于99.95wt%的Al靶作为溅射源，溅射时通入Ar体，Ar气压为0.30Pa，溅射沉积时间为60min；

（3）将步骤（2）得到的涂层材料置于真空退火炉中进行扩散退火，退火温度550℃，退火炉本底真空度8.0×10^-4Pa，退火时间3小时；扩散退火完成后，调高本底真空至2.0×10^-1Pa，温度升至650℃，对涂层进行原位氧化，保温3小时，随炉冷却、出炉。

该工艺下制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层基体粗糙度为1.4μm，基体表面晶粒尺寸约30nm，纳米层厚度约4μm；该涂层表面为针状θ-Al₂O₃和柱状α-Al₂O₃组成的氧化铝薄膜，薄膜厚度小于1μm；涂层内部为Fe-Al扩散层，扩散层厚度为5μm；涂层内部主要相为低铝化合物FeAl。550℃热震实验显示，实施例所制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层在热震12次后出现剥落现象；550℃～300℃热循环实验显示，热循环80小时后，本实施例制备的Fe-Al/Al₂O₃阻氚涂层内部即出现微裂纹。这说明，当氧化退火温度低于700℃，涂层-基体的结合强度和涂层的高温稳定性较最优方案均有下降。

应当说明的是，以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围中。