鋯合金熱中子吸收截面小，有著優異的耐腐蝕性，熱膨脹系數低，高比強度以及與UO2良好的相容性，在核反應堆內抗輻照，且具有優異的核性能，故常用其代替不銹鋼作為核反應堆結構材料[1?4]。但鋯合金在高溫氧化條件下容易快速失效，尤其是在事故條件下，其會與水蒸氣反應，釋放氫氣和大量熱量，從而引起“氫爆”，進而引發核電站重大事故[5]。自2011年日本福島事故以來，如何解決反應堆堆芯溫升快致使核燃料元件劇烈氧化，尤其是改善鋯合金包殼與氧化劑(氧氣、蒸汽)之間的反應等問題成為了目前的研究熱點[6?9]。基于此，核工業領域提出了事故容錯燃料(ATF)的概念(見圖1)[10]，ATF發展目標之一就是通過改善鋯合金包殼材料在高溫下的抗水蒸氣氧化性，以提高安全裕量[11?12]。在滿足事故容錯要求的燃料設計中，必須同時滿足兩個關鍵條件：其一，需減少鋯水反應焓和氫氣產生速率；其二，所選用的事故容錯燃料(ATF)材料中應當至少含有Cr、Al或Si等成分，以促成保護層(如Cr₂O₃、Al₂O₃或SiO₂)的形成，進而提高其在極端事故情況下(如高溫服役環境)的抗氧化性[13]。

現階段關于事故容錯燃料的研究大致分為三個方向：1)對現有鋯合金包殼進行表面改性處理；2)用新型材料替代現有鋯合金來充當燃料包殼；3)開發新型核燃料體系。毫無疑問，后兩者研發周期長、成本高。而通過表面改性在鋯合金表面引入涂層不僅提高了冷卻劑缺失(LOCA)期間鋯合金材料的抗氧化性，降低了溫升和氫氣生成速率，增加了應對地震、海嘯等非人為可控因素引發的核事故期間的安全裕量[14]，還能保持現有的核用系統和鋯合金包殼管生產等配套工藝的完整性。這種方法相對經濟，且研發周期短，因此被視為提高包殼事故容錯能力的一種有效途徑[15?17]。目前，美國西屋公司(WHE)、法國原子能委員會(CEA)、韓國原子能院(KAERI)、英國國家科研與創新署(UKRI)、德國卡爾斯魯厄理工學院、中國核動力研究設計院(NPIC)、清華大學、麻省理工學院、威斯康星大學麥迪遜分校、伊利諾伊大學和中科院寧波材料研究所等在鋯合金表面抗高溫氧化涂層方面開展了大量研究工作[18?23]。鋯合金表面涂層材料選擇原則中最重要的指標是在保證抗高溫水蒸氣的前提下，降低中子吸收截面[24]。目前，用于鋯合金表面的涂層主要有金屬涂層(例如Cr、FeCrAl、高熵合金等)、陶瓷涂層(例如氮化物、碳化物、MAX相等)以及復合涂層等。現如今的研究重點是提升鋯合金的事故容錯能力，選擇合適的涂層材料以增強鋯合金的抗高溫氧化性能和抗高溫水蒸氣性能?；诖?，本文主要介紹鋯合金表面高溫抗氧化涂層研究現狀、不同鋯合金表面高溫抗氧化涂層及其氧化失效機理、涂層制備方法以及高溫抗氧化性能。同時，結合多元素成分設計、多種制備方法的優化組合以及梯度結構設計，展望了提高鋯合金高溫抗氧化性的發展方向。

1、鋯合金表面高溫抗氧化涂層種類及其氧化失效機制

目前，開展表面涂層研究的鋯合金主要包括

Zircaloy-2、Zircaloy-4、ZIRLO和M5等[25]，其對應成分見表1[26]，下文涉及牌號使用表中縮寫。鋯合金表面高溫抗氧化涂層包括金屬涂層、陶瓷涂層以及復合涂層，且幾乎所有涂層的保護機制都是基于在高溫下形成連續致密的氧化層，這意味著高溫抗氧化涂層應含有至少一種抗氧化元素，例如Al、Cr或Si等。金屬涂層具有良好的長期穩定性和抗氧化性能，能夠在一定程度上承受高溫蠕變引起的彈塑性或應力變形。陶瓷涂層在高溫蒸汽中表現出極強的硬度和優異的抗氧化性，特別是一些新型陶瓷涂層，如MAX相涂層，由于特殊的組成和結構，其在極端條件具有更為優異的高溫抗氧化性能。復合涂層能實現鋯合金基體綜合性能的提升，不僅可以減緩涂層中的應力集中，降低涂層的開裂和分離傾向，而且其良好的組織結構穩定性有助于在使用過程中保持涂層的良好高溫抗氧化性能。接下來將對鋯合金表面不同高溫抗氧化涂層及其氧化失效機制進行闡述。

1.1　金屬涂層

1.1.1　Cr涂層

Cr涂層是目前在鋯合金表面廣泛應用的金屬涂層之一，與鋯基體相比，Cr涂層在氧化環境下能形成致密的Cr₂O₃氧化膜，表現出優異的抗氧化性。通過總結KIM等[27]和BRACHET等[28]研究者的工作，發現Cr涂層抗氧化性明顯優于鋯基體，其具體的氧化行為如圖2所示。

從圖2的SEM像和EDS譜可觀察到，在Zry-4基體上形成了α-Zr(O)相層，這一相層為氧擴散提供了有利通道。1200℃下2000s高溫蒸汽氧化實驗后，從Zry-4基體上可觀察到明顯的裂紋，此時基體表面氧化層厚度為113μm，而隨著氧化時間的增加或氧化溫度的升高，這些裂紋易導致鋯基體的失效。而Cr涂層表面未出現裂紋，未觀察到明顯的剝落和嚴重的氧化現象，且涂層表面氧化層厚度小于4μm，遠遠小于Zry-4基體表面氧化層的厚度。通過氧化動力學曲線分析發現，此時，Zry-4基體的氧化速率顯著快于Cr涂層。在1200℃條件下，Zry-4基體的氧化動力學曲線呈直線，表明氧化速率基本恒定。與此相反，由于生成了Cr₂O₃氧化層，涂層表現出良好的抗氧化性能。從圖右側的宏觀形貌可以觀察到，在1200℃的蒸汽氧化環境下，Zry-4包殼管已經嚴重氧化，表面氧化層完全失去了保護功能，導致包殼管發生剝落和斷裂。而Cr涂層覆蓋的Zry-4基體未被氧化，未出現裂紋、剝落和斷裂現象，這表明Cr涂層對Zry-4基體起到了有效的保護作用。然而，大量研究表明，在持續的高溫環境下，氧的擴散會導致Cr涂層失效。法國CEA的BRACHET等[28]提出了在高溫蒸汽環境下，氧沿Cr涂層晶界擴散導致涂層出現周期性失效現象，如圖3所示。圖3(a)是氧化早期，Cr涂層與水蒸氣接觸，形成了致密的Cr₂O₃薄層。而到了氧化的中期階段(見圖3(b))，氧沿Cr層向內擴散，與從基體中擴散到Cr層的Zr結合形成微量的ZrO₂。隨著時間推移，到氧化后期階段(見圖3(c))，氧擴散到ZrCr2中間層，與ZrCr₂反應生成ZrO₂和Cr。接著，氧擴散到Zr基體層，導致Zr開始氧化，形成外層ZrO₂、中層α-Zr(O)和原始β-Zr的三層結構。在這個階段，Cr涂層的保護性幾乎完全喪失，氧化動力學也由拋物線規律轉變為線性規律。由此可見，涂層材料與鋯合金之間的熱化學相容性對于發揮涂層的防護效果具有重要意義[29?30]。WANG等[31]也做了類似的工作，即通過磁控濺射在鋯合金表面制備了Cr涂層，并研究了其在1200℃時的等溫蒸汽氧化行為。由圖4(a)和(b)Cr涂層和鋯基體的氧化質量增加曲線可知，涂層的拋物線常數為0.112(mg/cm2)2/s，而鋯基體的拋物線常數是0.414(mg/cm²)2/s，由此可知涂層能有效抑制氧的擴散，從而使得其在1200℃的蒸汽環境中的抗氧化性能顯著優于基體。Cr涂層在1200℃蒸汽環境下的氧化失效過程如圖5所示，失效原理與圖3類似，失效機制是Zr⁴⁺向外擴散，O^2?、Cr³⁺向內擴散。雖然金屬Cr被認為是最有潛力成為核燃料包殼的候選材料，但在1200℃的高溫水蒸氣環境中，Cr涂層與基體的保護時效只在3h以內，無法對鋯合金進行長時間的穩定防護，此外，在涂層表面形成的Cr₂O₃氧化膜在高溫下易分解揮發，無法滿足事故環境的使用要求[32?33]。因此，急需尋找具有更優抗氧化性能的表面涂層來替代目前核燃料包殼表面常用的Cr涂層。

1.1.2　FeCrAl涂層

FeCrAl涂層具有良好的抗氧化性、與氧氣的反應速率低、能減少氫氣產生等優點。該涂層之所以具有良好的抗高溫氧化性能，是因為在氧化環境下，Cr和Al元素能夠迅速生成Cr₂O₃和Al₂O₃薄膜，有效阻止其他反應的進行。圖6展示了FeCrAl涂層在400℃蒸汽氧化環境下經過持續100h后的氧化過程[34]。從圖6可以觀察到，在氧化的初期階段形成了Cr₂O₃氧化膜，隨后逐漸形成了致密的Al₂O₃薄膜，最終，形成了包括Cr₂O₃氧化層和Al₂O₃氧化層在內的氧化結構。然而，Cr₂O₃氧化膜在高溫條件下易揮發，且FeCrAl合金的熱中子吸收截面系數比Zr合金高。

TERRANI等[35]描述了在Fe-Cr二元體系中會發生?相分離并導致脆化。在1200℃的氧化環境下，FeCrAl涂層形成了具有保護性的鉻的奧氏體[36]。隨著Ni的加入，Cr將繼續保持面心立方(FCC)結構，這導致了包層熱中子吸收截面增大(約比鋯基包層高10倍[37?38]，顯著降低了核燃料的經濟利用效率，致使FeCrAl涂層在核反應堆中的應用受到嚴重限制[39]。除此之外，在高溫環境中，Zr-Fe相互擴散以及形成的低熔點化合物和脆性金屬間化合物將直接影響FeCrAl涂層的高溫抗氧化性，其在700~1500℃范圍內的Zr-Fe、Zr-Cr、Zr-Ni和Zr-Al的二元相圖如圖7所示，隨著Zr含量和溫度的變化，所形成的Zr化合物也有所不同。ZHONG等[40]通過磁控濺射技術在Zry-2表面制備了FeCrAl涂層，研究了其在1000℃的高溫蒸汽環境下的氧化行為，結果顯示，FeCrAl涂層中Fe元素與鋯合金基體發生了反應，形成了Fe-Zr低熔點共熔物及脆性金屬間化合物，在高溫下，Fe-Zr發生相互擴散，最終導致了FeCrAl涂層的失效。因此，FeCrAl涂層在核反應堆中的應用受到的最大限制是FeCrAl合金的熱中子吸收截面系數遠遠高于鋯合金。此外，該涂層與鋯合金基體在高溫條件下會發生Fe-Zr元素的相互擴散，形成的保護性氧化膜在高溫下易分解揮發，大大降低了FeCrAl涂層的抗高溫氧化性能，并最終導致涂層基體失效。因此，目前解決高溫條件下Fe-Zr相互擴散問題成了FeCrAl涂層研究的主要方向。相關研究表明，通過在基體與涂層之間引入緩沖層，能顯著降低Fe-Zr之間的相互擴散，但緩沖層的選擇也將面臨更大的挑戰。

1.1.3　高熵合金涂層高熵合金(HEA)于1995年首次被提出，又稱多組分合金，打破了傳統的合金概念，是一種含有多種元素(通?！?)的以5%~35%的摩爾比混合而成的新型合金[41?45]。高熵合金所具有的高熵效應使其能夠形成簡單的固溶體，并具有遲滯擴散、晶格畸變和雞尾酒效應。這些特性使HEA具有優異的綜合性能，如高硬度和耐磨損、耐腐蝕和高溫抗氧化性能[46?47]。因此，HEA涂層作為潛在的核包殼涂層材料候選者引起了極大的關注，并作為ATF涂層被廣泛研究。對于高溫應用，抗氧化性是首要考慮因素，已有研究者對高熵合金涂層在高溫環境下的氧化行為進行了研究。WEN等[48]通過常壓等離子噴涂(APS)在Zry-4基體表面制備了FeCoNiCrMo涂層，并研究了FeCoNiCrMo涂層在1100℃高溫蒸汽環境下的氧化行為。從實驗結果和圖8發現，FeCoNiCrMo涂層在1100℃蒸汽環境中氧化15~60min后，涂層中出現了一些層狀裂紋和短垂直裂紋，但裂紋未擴展到界面。FeCoNiCrMo涂層表面生成的致密Cr₂O₃氧化層從1.5μm增長到3μm，與純Cr涂層[49?51]相比，FeCoNiCrMo涂層的氧化膜比純Cr涂層薄，致密的Cr₂O₃氧化膜在同一時間和相同環境下越薄，其抗氧化性越好，故FeCoNiCrMo涂層顯著增強了Zry-4基體的高溫抗氧化性。然而，并不是所有的高熵合金都具有優異的高溫抗氧化性。ZHANG等[52]通過真空電弧熔煉制備了等物質的量的難熔TiNbZrCrAl合金，并研究了800℃、1000℃和1200℃下合金的微觀結構和氧化反應。經800℃和1000℃氧化后，TiNbZrCrAl合金具有致密且均勻的氧化層，表現出良好的抗氧化性。而在1200℃時，該合金呈現出孔隙和層狀結構，抗氧化性減弱，表明TiNbZrCrAl合金的長期抗氧化性較差。研究表明，HEA涂層用于提高輕水堆核燃料元件在事故工況下的涂層材料的嘗試仍然很少，相應的組織性能調控及氧化機理尚不清楚。因此，開發和篩選新的高熵合金涂層候選材料以幫助核燃料元件應對極端服役環境仍然是一個巨大的挑戰。

1.2　陶瓷涂層

在高溫氧化或高溫水腐蝕環境下，金屬涂層因其表面能形成致密的氧化膜而具有良好的抗氧化以及耐腐蝕等特性。然而，在高溫條件下，該氧化膜可能會被分解揮發，失去對基體的保護效果。這種現象制約了金屬涂層在鋯合金表面的應用，其抗氧化性能以及互擴散性能是主要的限制因素。陶瓷涂層主要包括氮化物涂層、碳化物涂層以及MAX相涂層等，這些涂層具有優異的抗輻照、耐腐蝕、抗高溫氧化以及耐腐蝕等性能。

1.2.1　氮化物涂層

目前，鋯合金表面氮化物涂層主要由TiN和CrN組成。TiN和CrN涂層在360℃、18.7MPa的水腐蝕環境下形成穩定的氧化物TiO₂和Cr₂O₃，展現出優異的抗腐蝕性能[53?54]。氮化物涂層的特點包括高熔點、出色的硬度以及優異的耐腐蝕性。該涂層主要應用于提升鋯合金表面的耐磨性和硬度，通常通過引入Al元素的方法來提高涂層的抗氧化性[55]。根據圖9所示，在氮化物涂層中添加Al元素，例如TiAlN[56]和CrAlN，在腐蝕環境下會生成不致密的勃姆石相(AlO(OH))，即Al+2H₂O→AlO(OH)+3/2H₂。這將最終導致涂層開裂和脫落。而通過圖9(e)氧化質量增加曲線表明，與Zirlo基體相比，涂層的質量增加要低一個數量級，質量增加最大值為6mg/dm²，而Zirlo基體質量增加為40.2mg/dm²，實驗結果表明，氮化物涂層比Zirlo基體具有更好的耐腐蝕性。然而，關于氮化物涂層在水蒸氣氧化及淬火性能方面鮮有報道。

1.2.2　碳化物涂層碳化物涂層，如SiC[57?59]、ZrC[59]等，具備良好的堆內和堆外綜合性能，已成功應用于高溫氣冷反應堆中，并展現出出色的輻照穩定性。研究表明，SiC幾乎不會發生氧化，并且具備卓越的抗高溫氧化性能，有望成為替代鋯合金包殼材料的候選之一[24]。研究表明，SiC涂層具有優異的低溫耐腐蝕性，能夠顯著降低基體對氫的吸收量；在750℃和1200℃下，SiC涂層展現出優異的抗氧化性，相較于鋯合金基體，其氧化質量增加了5倍。然而，其他文獻報道[27]，在360℃的高壓水環境下，SiC會生成Si(OH)4，這明顯減弱了對基體的保護作用。在水蒸氣氧化和淬火過程中，SiC涂層會出現開裂和剝落的情況(見圖10)，這一現象是由SiC與鋯合金(β-Zr)的膨脹系數相差較大所引起的。目前，鋯合金表面SiC涂層存在的最大問題是在高溫蒸汽氧化環境下容易出現裂紋和剝落，從而降低了對鋯基體的保護作用，最終導致基體失效。因此，該涂層在大型結構中的應用面臨巨大挑戰，而關于鋯合金表面ZrC涂層的研究尚未見相關文獻報道。

1.2.3　MAX相涂層

MAX相是一系列具備金屬或陶瓷特性的層狀化合物，包括三元、四元或五元結構，其通式為Mn+1AXn(其中M代表早期過渡金屬，A代表A族元素，X代表C或N，n的取值范圍為1至3)。其晶體結構如圖11[60]所示，依次為211、312、413相[61]。

MAX相具有金屬和陶瓷的雙重特性，其中包括金屬的優良導電導熱性、機械可加工性、低硬度、抗熱沖擊性和損傷容限，以及陶瓷的高彈性模量、高溫強度、抗高溫氧化性和耐腐蝕性[62?63]。由于MAX相具備優異的抗輻射、抗高溫氧化等性能，有望在高溫氧化結構材料、核反應堆燃料以及核廢料方面得到廣泛運用[64?65]。MAX相涂層的抗氧化性能主要取決于形成的連續致密的Al₂O₃或Cr₂O₃氧化膜。因此，在選擇MAX相材料時，應優先選擇含有Al或Cr元素的種類，例如Ti₂AlC、Ti₃AlC₂、Cr₂AlC等，一些常見MAX相材料如表2[66?67]所示。研究表明，MAX相材料在1100℃的高溫下，依然有較好的抗氧化性，能實現對基體的良好保護，表現出很強的發展潛力。美國能源部提出加強對MAX相材料在核燃料包殼中應用的研究，表明其在高溫條件下展現出優異的抗氧化性能。因此，MAX相材料被視為鋯合金表面抗高溫氧化的理想涂層材料[68?69]。下文主要介紹以Ti₂AlC為代表的MAX相涂層在高溫環境下的氧化行為，Ti2AlC的主要物理性能見表3[70]。

Ti₂AlCMAX相涂層具有優異的高溫抗氧化性，研究其在高溫氧化劑(氧氣、蒸汽)中的氧化失效行為具有重要意義，這為MAX相涂層在極端服役條件下的工程應用提供了理論與技術支持。XIAO等[71]研究了鋯合金基體和Ti2AlCMAX涂層的氧化行為。圖12所示為鋯合金基體在不同溫度下的宏觀氧化形貌，在900℃和1000℃時，鋯合金基體開始失效；而在1100℃時，整個表面開始出現裂紋和鼓泡，氧化層不再具有保護作用，基體完全失效。MENG等[72]也做了類似的工作，圖13的氧化宏觀形貌表明，在760℃的氧化環境下，鋯基體表面光滑、無裂紋，此時基體依然具有良好的抗氧化性；當氧化溫度上升到860℃時，鋯基體表面出現明顯的裂紋并開始失去氧化性；直到1160℃時，基體四周泛黃，表面出現大量裂紋并剝落，此時鋯基體完全失去高溫抗氧化性。相比之下，圖14(a)~(f)所示為Ti₂AlCMAX相涂層在不同溫度下的宏觀形貌表明，同樣的氧化條件下，Ti₂AlC涂層未出現裂紋等缺陷。由圖14(g)~(h)涂層與基體的DTG曲線可知，鋯合金基體中的Zr元素，若其完全氧化為ZrO₂，可得氧化質量增加率約為35%；當測試溫度結束時，鋯合金基體的氧化質量增加已達到27.64%，基本上已完全氧化，而涂層的最終氧化增重僅約為34%，此時涂層未完全氧化。在1000℃至1200℃的溫度區間內，涂層的氧化質量增加未出現明顯變化，表明在此區間內，涂層表面快速形成了致密的TiO₂、Al₂O₃氧化膜，氧化膜有效阻止了氧元素向涂層內部擴散，阻止后續涂層發生氧化，使其具有優異的抗高溫氧化性能。同樣地，LI等[73]采用混合電弧/磁控濺射技術，在Zirlo基體上成功制備了Ti₂AlC涂層，并對其在1000℃、1100℃和1200℃的純蒸汽條件下不同氧化時間的抗氧化性能進行了研究。由圖15的SEM像發現，鋯合金基體表面的MAX相涂層生成了三層具有保護性的氧化層(α-Al₂O₃+R-TiO₂/α-Al₂O₃/TiO₂)，該氧化層顯著提高了Zirlo基體在純蒸汽中的高溫抗氧化性能。CHEN等[74]研究發現，在高溫下，Ti₂AlC的氧化產物外層為不連續的TiO₂和Al₂O₃混合氧化產物，而內層則是致密的Al₂O₃。這說明了Ti₂AlC氧化產物具有良好的抗氧化保護作用的原因是Ti₂AlC的熱膨脹系數8.8×10^?6K^?1，與Al₂O₃的熱膨脹系數8.8×10^?6K^?1(平行于c軸方向)、7.9×10^?6K^?1(平行于a軸方向)相近，氧化產物與基體之間的熱應力小，氧化層不容易在熱循環過程中脫落。在1200℃和1300℃的高溫氧化環境下，Ti₂AlC涂層高溫抗氧化性能均達到了完全抗氧化級別，有效地保護了基體。通過上述分析可知，這一優異表現歸因于涂層本身的致密結構以及氧化過程中形成的三層氧化物，在事故條件下，有效防止了蒸汽與鋯合金基體之間的反應。然而，目前研究普遍將耐事故燃料材料的抗氧化性能實驗條件設置為1200℃的高溫氧化環境中氧化0.5~1h。當氧化時間超過1h時，隨著Al₂O₃層逐漸增長，Ti₂AlC涂層的氧化行為以及如何喪失保護性能是一個值得關注的問題。如圖16(a)所示，Ti₂AlC涂層在高溫水蒸氣環境下迅速遭受破壞和氧化，形成R-TiO₂和α-Al₂O₃的氧化層，隨后，Ti2AlC相中的Ti—Al鍵在熱驅動下優先斷裂，和Al同時作用于涂層表面和基體上。由于結構中Al和Ti之間的結合能較弱，Al原子很容易從涂層內部擴散到表層，留下Ti₂C層。Al和Ti₂C分別進入涂層內部與蒸汽發生反應，形成α-Al₂O₃層和多孔R-TiO₂層(其中TiO₂層中形成的孔隙主要是由于反應過程中生成CO₂和H₂)，這一氧化過程主要受熱驅動下的Al擴散控制。最終氧化結果如圖16(b)所示。結合上述分析可知，涂層失效的原因是Al原子從涂層進入基體。在此過程中，Al的遷移破壞了Ti₂AlC涂層的結構，隨著氧化溫度的升高和時間的增加，Ti₂AlC涂層的氧化程度加劇，最終導致涂層徹底失效。因此，Zirlo基底上Ti₂AlC涂層失效和快速消耗的主要原因是Al元素的大量擴散。在制備Ti₂AlC涂層時，通常會增加Al元素的含量，以降低Ti₂AlC涂層的失效和消耗。同樣地，Al從Cr₂AlCMAX相向外擴散形成了Cr₇C₃相[75]也將會使涂層抗氧化性減弱。對于鋯合金表面的Ti₂AlC涂層，主要的失效機制是鋯合金基體擴散到涂層導致涂層失效。為了應對這一問題，一種常見的解決方法是制備復合涂層，即在涂層與基體之間引入過渡層，以降低其擴散速率，從而提高Ti₂AlC涂層在高溫環境下的服役性能。然而，對于過渡層的選擇目前尚未找到理想的解決方法。

1.3　復合涂層

鋯合金表面制備復合涂層能解決基體與涂層互擴散問題，其主要通過限制涂層成分的擴散來改善其耐高溫氧化性能。目前，已報道的涂層材料有Ti₃AlC₂/Cu/Zry-4[76]、Ti₂AlC/TiC[77]和ZrO2/FeCrAl[78]，Mo/FeCrAl[79?80]等。YANG等[76]通過引入具有相互擴散特性的過渡層，有望解決Ti₃AlC₂與Zry-4因連接強度不夠而造成的涂層與基體的互擴散問題。研究表明，銅?鋯共晶液相自發形成并潤濕了Ti₃AlC₂陶瓷，在界面處生成了ZrC層，而非脆性的ZrxAly，從而增強了Ti₃AlC₂/Zry-4的連接強度。TANG等[77]采用磁控濺射和非原位退火同時制備了Ti₂AlC涂層和帶擴散層的Ti₂AlC/TiC涂層，通過觀察圖17(a)鋯合金基體表面涂層的宏觀形貌發現，Ti₂AlC/TiC涂層抗氧化性更佳，對鋯合金基體在高溫蒸汽氧化環境下具有更好的保護作用。結合圖17(b)~(e)氧化動力學曲線和圖18的SEM圖發現，圖18(b)中存在擴散層，表明Al從涂層擴散到Zry-4基體中，而圖18(d)上沒有觀察到明顯的擴散層，表明Ti₂AlC/TiC涂層中的TiC層可以有效防止Al快速向外擴散到基體中。圖17的氧化動力學曲線顯示，Ti₂AlC/TiC涂層的初始失效溫度為960℃，而Ti₂AlC涂層的初始失效溫度約為930℃。相較于Zry-4基體，這兩種涂層都表現出良好的抗氧化性能。但從每個圖的動力學曲線可以看出，Ti₂AlC涂層的氧化速率明顯高于Ti₂AlC/TiC涂層。這證明了Ti₂AlC/TiC涂層的抗氧化性能優于Ti₂AlC涂層，表明Ti₂AlC/TiC多層涂層能夠有效提高其抗氧化性。PARK等[79]、YEOM等[80]通過在1200℃的空氣環境下的高溫氧化實驗證明，Mo/FeCrAl涂層能很好地保護鋯合金基體，避免鋯合金基體被氧化。綜上可知，復合涂層顯著提高了鋯合金基體在事故工況下的高溫抗氧化性能，在一定程度上解決了基體與涂層的相互擴散問題，為復合涂層在鋯合金包殼中的應用提供了廣闊前景。

2、鋯合金表面高溫抗氧化涂層的制備方法

研究發現，合理選擇涂層的制備方法，有利于改善鋯合金包殼材料在高溫下的抗氧化性。目前，常用于鋯合金表面高溫抗氧化涂層的制備方法包括磁控濺射、電弧等離子鍍、冷噴涂以及激光熔覆等。表4展現了鋯合金表面涂層制備方法[81?103]。除了表4中所列涂層制備方法外，鋯合金表面涂層的制備方法正日益受到關注，研究者們通過多種制備工藝的組合與優化，旨在進一步提升涂層性能。

GRIESELER等[104]利用磁控濺射后快速退火的方法，在Si/Si3N4基板上制備了高純度、高結晶度的Ti₂AlNMAX相涂層。RICHARDSON等[105]通過激光熔覆后爐內退火的方法提升了涂層中Ti₂AlCMAX相的純度。GARKAS等[106]采用磁控濺射技術制備了Ti-Al-C及Ti-Al-N復合涂層，并分別在800℃、1000℃、1200℃溫度下對涂層進行熱處理以提高MAX相含量，以及TIAN[107]采用激光兩步法在TC4基體上制備了Ti-Al-C復合涂層并提高了MAX相含量。鑒于MAX相通常具有出色的高溫穩定性和抗氧化能力，涂層中高含量的抗氧化相顯著提升了鋯合金的抗氧化性能，這為通過優化多種制備技術組合，以增強鋯合金在核反應堆環境下的高溫抗氧化能力提供了理論支持。高含量意味著涂層中存在更多的氧化抵抗相，從而有效提高了鋯合金的抗氧化性能，為多種制備技術優化組合以提升鋯合金在核反應堆中的抗高溫氧化性方面提供了理論支持。

3、鋯合金表面涂層高溫抗氧化性能總結

綜合上述研究發現，目前能提高鋯合金基體在事故條件下的抗高溫氧化性的涂層有很多，其中最具潛力的是Cr涂層、FeCrAl涂層以及MAX相涂層。KIM團隊[27]和法國原子能委員會(CEA)的

BRACHET團隊[108?109]主要研究了Cr涂層的合成機理以及高溫蒸汽氧化環境下的氧化機理、失效機制等關鍵科學問題。美國能源部聯合各大高校及研究院主要研究FeCrAl涂層中Al含量的多少對高溫抗氧化性的影響，KIM團隊[110?111]同時也研究了FeCrAl/Mo涂層在蒸汽環境下氧化行為，并發現FeCrAl涂層中Fe與鋯合金基體會發生相互擴散現象，以及Fe與鋯合金基體易形成Fe-Zr低熔點共熔物及脆性金屬間化合物，最終導致FeCrAl涂層失效。清華大學[112?113]通過不同條件下的激光表面改性方法研究了FeCrAl合金的組織演化及腐蝕性能，結果表明FeCrAl合金的腐蝕速率和氧化層厚度分別降低了83%和50%，FeCrAl合金表現出了良好的耐腐蝕性能。德國卡爾斯魯厄理工學院研究了Cr₂AlC涂層、Ti₂AlC涂層等MAX相涂層在高溫蒸汽氧化環境下的氧化行為，其中涉及不同溫度及不同氧化時間下涂層與基體抗氧化性的定量對比，并發現涂層顯著提高了基體的高溫抗氧化性[73,77,114]，且表明了MAX相涂層有巨大潛力被廣泛用于提高鋯合金基體在事故條件下的涂層材料。表5給出了鋯合金表面涂層開發及性能評價研究[27?28,30,41?42,73,77,108?111,114?116]。

4、鋯合金表面高溫抗氧化涂層發展展望

核能由于具有可靠、穩定、環境可持續以及與可再生能源相結合的混合能源系統可以顯著減少溫室氣體排放，且將為全球過渡到凈零能源系統提供“必不可少的基礎”等優點，在現代能源供應體系中發揮著重要作用[117?118]。然而，自2011年日本福島因地震引發海嘯并造成的核事故以來，核電站的安全性備受關注。為增加應對自然災害等非可控因素引發的反應堆溫度過高而導致的蒸汽爆發等問題的安全裕量，需要采取一系列措施?；诋斍芭c鈾燃料適配度最高的鋯合金發展現狀，本文提出了涂層多元素成分設計、多種制備方法的優化組合以及梯度結構設計等發展策略，旨在提高鋯合金高溫抗氧化涂層在事故工況下的綜合性能。

4.1　多元素成分設計

涂層的多元素成分應根據鋯基體在事故工況下高溫抗氧化性能有針對性地進行優化設計，旨在減少或消除主元素的固有缺陷對涂層性能的影響，以此提升涂層整體性能。例如，傳統的陶瓷材料具有優異的耐磨性，但其高溫抗氧化性能差，導致其在復雜服役環境下受到嚴重限制。合理的成分設計，如添加Cr、Al等一種或多種元素來形成其他高溫抗氧化相等方式能提高涂層的綜合性能。除此之外，在制備涂層時，粉末體系的合理設計在提高涂層綜合性能方面也起著至關重要的作用。目前，涂層成分設計主要依賴于前人經驗、正交實驗以及試錯法等，缺乏全面深入的理論支持。在多元素涂層成分設計方面，鋯合金的高溫抗氧化涂層發展涉及重要的基礎性問題。為了綜合評估，需要結合數學方法進行大量研究數據支持。未來，可能需要更多地借助其他理論手段(例如多元相圖、第一性原理、材料界面理論分析等)以指導性地開展多元素成分設計[119]。

4.2　多種制備方法的優化組合

目前，鋯合金表面高溫抗氧化涂層主要采用磁控濺射和激光熔覆等單一制備方法，隨著鋯合金在事故工況下服役溫度進一步提高至1200℃以上，Cr涂層、FeCrAl涂層以及MAX相涂層極大可能成為超高溫抗氧化涂層的重要候選材料。單一的磁控濺射、電弧等離子鍍、冷噴涂以及激光熔覆等方法單獨使用時，難以制備均勻致密、孔隙率低的防護涂層。為了提高涂層性能的穩定性與可靠性，需要同時考慮將退火處理、激光熱處理等其他涂層制備方法與之相結合，尤其需要注重多種制備方法的有機結合。這種綜合方法有助于克服目前涂層組織成分不均勻、孔隙較大以及密度低等缺陷，從而提高涂層性能的穩定性和可靠性。目前已成功應用在鋯合金表面的多種制備技術包括磁控濺射+退火處理、激光熔覆+退火處理、激光熔覆+激光熱處理、混合電弧+磁控濺射后加退火處理等，上述多種制備方法顯著提高了涂層的高溫抗氧化性。多種涂層制備方法的優化組合雖已展現出良好的發展潛力，但目前仍處于探索階段。研究結果表明，在制備多層梯度涂層等方面，多種制備方法優化組合方式的優勢明顯，在未來涂層研發方面具有巨大潛力。

4.3　梯度結構設計

在鋯合金涂層體系中，常用的金屬和陶瓷材料通常與鋯基體存在熱膨脹系數不匹配的問題。在高溫下，這種失配會導致兩者之間元素的互相擴散，加速涂層的失效。此外，高溫抗氧化涂層往往還需要兼顧耐輻射、耐腐蝕等其他性能[119]。因此，通常需要合理設計涂層梯度結構以滿足實際復雜應用的需求。例如FeCrAl合金在高溫蒸汽環境中表現出優異的抗氧化性能，然后，在過去的幾年，由于Fe-Zr之間的相互擴散，導致鋯合金基體上的FeCrAl涂層只能承受高達1000℃的蒸汽。但在鋯合金基體與FeCrAl涂層之間引入Mo緩沖層的方式，可顯著降低Zr-Fe的相互擴散，使涂層能承受1200℃的蒸汽[120]。在鋯基體與Ti₂AlC之間引入TiC擴散層，Ti₂AlC/TiC涂層的抗氧化性能優于Ti₂AlC涂層的[77]。與單一涂層相比，梯度涂層的結構緊密，有效提升了其高溫抗氧化性能，減少了涂層與基體之間的相互擴散，從而增強了涂層的整體高溫防護性能。但梯度結構設計由于增加了界面層可能會導致涂層可靠性降低，因此，如何設計出合適的涂層梯度結構成為鋯合金高溫抗氧化涂層發展中的關鍵問題。未來，有必要深入探究梯度涂層的高溫互擴散機制、界面反應、失效機制等基礎問題，并借助其他分析工具輔助進行涂層梯度體系的設計與優化。

5、結語

鋯合金作為水冷堆中唯一使用的包殼材料，具有優異的抗氧化性和力學性能，在核電設計中扮演著至關重要的角色，不僅是核安全的首道防線，還需應對置身于核反應堆最惡劣工作環境的挑戰，承擔防止核泄漏的重要任務。同時，還必須應對核燃料面臨耐反應物蒸汽腐蝕、高溫高壓以及耐應力腐蝕等嚴峻考驗。由于核工業的快速發展，對鋯合金包殼材料的性能提出了更高的要求，包括高溫抗蒸汽氧化性能、高溫力學性能和吸氫能力等，以提高燃料燃耗、降低燃料循環成本，并提高反應堆熱效率和安全可靠性。通過涂層多元素成分設計、多種制備方法優化組合以及梯度結構設計有機結合，充分發揮各種方法的優勢，實現各涂層性能的協同增強，進一步提升鋯合金在高溫環境下的抗氧化性能和穩定性。當前，鋯合金在更為苛刻的服役環境下的需求日益增加，這迫切要求科研工作者加強對新一代高溫抗氧化涂層的研究。這些新型涂層不僅有望在核能、航空航天、化工等領域發揮重要作用，還能為應對高溫蒸汽氧化環境帶來的挑戰提供可靠的解決方案，推動相關領域的技術進步和產業發展，并逐步實現其工程應用價值。

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