冷噴涂（cold spraying，CS）是一種金屬顆粒固態(tài)沉積技術，通過特殊設計的收縮-擴張型拉瓦爾 （Laval）噴嘴將微米級（通常為5～50 μm）金屬粉末顆粒在高壓載氣（如氮氣、氦氣）中加速至較高的速度 （300～1200 m/s），使其在遠低于其熔點溫度的條件下以固態(tài)形式高速撞擊基體表面，顆粒發(fā)生劇烈的塑性變 形，與基體或已沉積顆粒實現(xiàn)冶金/機械結(jié)合，最終實現(xiàn)材料沉積[1-4]。其核心優(yōu)勢在于低溫沉積特性有效避免 了材料氧化、相變以及熱致殘余拉應力，因而在優(yōu)化的噴涂窗口內(nèi)所制備涂層常具有致密的組織與優(yōu)異的強度 等性能。經(jīng)過多年的設備與工藝發(fā)展，冷噴涂可沉積金屬、合金及金屬基復合材料，用于熱敏感基材修復、增 材制造、防護涂層及功能涂層制備，因此受到國內(nèi)外學者和業(yè)界的關注，具有廣闊的應用前景。但噴涂材料的 本征力學性能對其冷噴涂沉積難易程度、沉積體的組織和力學性能具有顯著影響。不同系列的材料獲得高性能 的難易程度不同，強度較低且塑性較高的Cu、Al、Fe等純金屬相對容易沉積，鐵基合金、鎳基合金等強度較 高的合金相對較難，比如，不銹鋼（如304、316）具有高的室溫強度及顯著的應變硬化特性[5-6]，粒子高速撞 擊時，劇烈的塑性變形會迅速提高其流變應力，導致沉積臨界速度窗口變窄，難以制備致密的沉積體。一旦粒 子速度低于臨界值，就難以發(fā)生充分塑性變形而形成有效結(jié)合；若超過材料韌性極限，又易發(fā)生破碎或反彈， 也很難形成有效沉積。

MCrAlY合金與Inconel系列高溫合金是兩類重要的高溫材料，分別用于抗高溫氧化/腐蝕的功能性涂層材料與承受綜合力學性能（尤其高溫強度）的結(jié)構(gòu)材料。然而，MCrAlY、Inconel系列等高溫合金在高溫下仍然 有很高的強度，實現(xiàn)其高效、高質(zhì)的冷噴涂沉積極其困難[7]。鑒于高溫合金在航空航天、能源化工等關鍵領域 的應用廣泛，深入探究其冷噴涂沉積特性具有重要的科學與工程意義。國內(nèi)外研究團隊已從粉末沉積特性、涂 層顯微組織分析及性能優(yōu)化等方面對冷噴涂高溫合金涂層開展了系列研究。本工作綜述了冷噴涂高溫合金涂層 沉積基本特性、組織與性能特征、性能改善措施等相關研究成果，梳理了影響冷噴涂高溫合金臨界沉積速度、 顆粒碰撞與變形行為、涂層孔隙率的因素，總結(jié)了不同工藝參數(shù)下MCrAlY、In625、In718冷噴涂高溫合金涂 層的組織與性能特征，概括了噴涂態(tài)高溫合金組織與性能的一些調(diào)控方法，如噴后熱處理、噴后熱等靜壓、激 光輔助冷噴涂、原位噴丸輔助冷噴涂沉積等，并對冷噴涂高溫合金面臨的挑戰(zhàn)與未來研究方向進行展望。

1、高溫合金粉末的冷噴涂沉積基本特性

1.1臨界沉積速度

冷噴涂過程中粒子沉積的臨界速度（critical velocity，vc）是指實現(xiàn)顆粒沉積的最低速度閾值。只有達到 臨界速度，顆粒撞擊基體時才能發(fā)生足夠的塑性變形，從而與基體形成有效的機械咬合或物理冶金結(jié)合[8]。若 顆粒速度低于臨界值，顆粒則會反彈，不能實現(xiàn)有效沉積。

冷噴涂過程中粒子沉積的臨界速度（critical velocity，vc）是指實現(xiàn)顆粒沉積的最低速度閾值。只有達到 臨界速度，顆粒撞擊基體時才能發(fā)生足夠的塑性變形，從而與基體形成有效的機械咬合或物理冶金結(jié)合[8]。若 顆粒速度低于臨界值，顆粒則會反彈，不能實現(xiàn)有效沉積。

早期的研究表明，高溫合金粒子臨界速度在490~800 m/s之間[10-13]，比如有學者采用歐拉法數(shù)值模擬預測 了In718高溫合金臨界速度為490 m/s[11]。冷噴涂In718粉末在In718基體上的沉積特性隨粒子碰撞速度（在 臨界速度和侵蝕速度范圍內(nèi)）的變化規(guī)律，如圖1所示[14]，圖中粒子速度比?為粒子實際速度與粒子臨界沉積 速度的比值[15]，隨著粒子溫度的增加，粒子臨界速度呈下降趨勢，這是因為粒子溫度升高誘發(fā)熱軟化效應， 導致其屈服強度下降，撞擊基體時更容易發(fā)生塑性變形，且高溫軟化使粒子更容易變形，所需動能減小，故臨 界速度降低。

1.2顆粒碰撞與變形行為

沉積效率是指噴涂過程中能夠沉積的粉末占碰撞到基材表面粉末的比例，是體現(xiàn)粉末利用率的重要參量。 研究表明，顆粒撞擊過程能有效去除自身或基板表面的原生氧化物（原理如圖2所示[16]），顯著促進粒子/基板 界面的物理冶金結(jié)合與機械咬合，形成沉積層[17-19]。這些沉積層在后續(xù)顆粒碰撞沖擊夯實下逐層累積，最終 形成沉積體。冷噴涂增材制造（cold spraying additive manufacturing，CSAM）就是利用高速固態(tài)顆粒的持續(xù) 沉積實現(xiàn)具有一定外形金屬結(jié)構(gòu)的構(gòu)筑。CSAM在沉積速率上優(yōu)勢顯著，其最高可達50 kg/h[20]，遠高于基于 熔融金屬的增材制造工藝，比如定向能量沉積通?！?0 kg/h[21-22]。而對于冷噴涂高溫合金而言，沉積成功的 關鍵在于碰撞引起的顆粒塑性變形的程度。通常條件下，顆粒的碰撞速度和溫度越高，顆粒的塑性變形量越 大，顆粒碰撞時原生氧化膜的破碎和分散作用越強，沉積體內(nèi)顆粒間的結(jié)合質(zhì)量也就越高。除顆粒的材質(zhì)和粒 徑外，碰撞速度主要受氣體類型及其壓力的顯著影響，而氣體溫度的作用相對次要。因此，優(yōu)化氣體參數(shù)，尤 其是壓力，對提高顆粒碰撞速度進而實現(xiàn)高質(zhì)量沉積至關重要。

在He作為加速氣體或者較高的氣體壓力條件下，冷噴涂In718合金顆粒塑性變形效果更好[23]。圖3為不 同冷噴涂沉積參數(shù)下In718合金粒子沉積在In718基板上的表面形貌[23]?？梢钥闯?，隨著N2壓力的升高，顆粒的扁平化程度增加，表明塑性變形的程度加劇。使用He作為加速氣體時，顆粒和基體的塑性變形都比使用 氮氣時的顆粒和基體效果更好。兩種氣體分子量、氣體常數(shù)與比熱比的差異使得He的當?shù)芈曀亠@著高于N2， 具有更優(yōu)的加速效果，使粒子獲得更高的撞擊速度，沉積顆粒的機械互鎖性增強，能有效促進涂層與基板間的 附著力以及涂層內(nèi)部顆粒間的內(nèi)聚力。He加速下的變形顆粒邊緣形成的金屬射流會促進基板氧化膜的消除， 從而形成冶金結(jié)合。

1.3涂層孔隙率

孔隙率是評價冷噴涂高溫合金沉積體致密性并反映沉積體內(nèi)粒子間結(jié)合質(zhì)量和力學性能的核心指標，高溫 合金因其高硬度、低塑性及復雜粒子-基體相互作用，常規(guī)噴涂條件下會產(chǎn)生孔隙，因此需要通過工藝優(yōu)化實 現(xiàn)沉積體的致密化。由于高溫合金的硬度相對較高，顆粒的變形能力有限，導致沉積體內(nèi)產(chǎn)生顆粒堆積形成孔 隙，因此制備高致密度沉積體通常需要以加速性能更好的氦氣作為加速氣體或在極高的氣體溫度及氣體壓力條 件下使得粒子處于極高的溫度與撞擊速度，進而獲得較高致密度的涂層。

采用較高氣體壓力（尤其是氮氣）可顯著降低冷噴涂In718涂層孔隙率，而使用氦氣加速時則能實現(xiàn)近乎 全致密涂層[23]；該現(xiàn)象與前期純鎳涂層研究結(jié)論一致，即高溫條件下高的顆粒速度是實現(xiàn)低孔隙率涂層的必 要條件[24]。比如，Rathod等[25]發(fā)現(xiàn)以氦氣為載氣的CoNiCrAlY涂層表現(xiàn)出致密的形貌結(jié)構(gòu)，而以氮氣作為載 氣的涂層具有更高的孔隙率。Pérez-Andrade等[26]發(fā)現(xiàn)在5 MPa氮氣條件下，隨著氣體預熱溫度從800℃升高 到1000℃，In718涂層孔隙率從1.8%下降到1.3%?？梢娸^高的氣體預熱溫度可改善冷噴涂高溫合金涂層的孔隙率。此外，不同氣體溫度和噴涂距離也會對高溫合金涂層的孔隙率產(chǎn)生影響，Cavaliere等[27]發(fā)現(xiàn)在800℃、4 MPa氣體條件及40 mm噴涂距離下，碳鋼基體冷噴涂高溫合金涂層孔隙率顯著降低；相同氣體溫度 和壓力下，20 mm與40 mm噴涂距離的孔隙率相近，且800℃涂層孔隙率通常低于850℃，該溫度下孔隙率 較其他溫度呈現(xiàn)較優(yōu)水平。

2、冷噴涂MCrAlY涂層微觀組織與性能

2.1微觀組織特征

MCrAlY（M-Ni、Cr或NiCr）因其優(yōu)異的高溫抗氧化性能，通常應用于高溫抗氧化涂層或熱障涂層的黏 接層（或稱結(jié)合底層）。低壓等離子噴涂與超音速火焰噴涂是制備MCrAlY涂層的常規(guī)方法。鑒于冷噴涂過程 中粉末不氧化的特征有望進一步提升其抗氧化性能，自冷噴涂設備初步商品化后，研究人員嘗試采用冷噴涂沉 積MCrAlY涂層，但由于MCrAlY材料的較高的本征高溫強度，氮氣制備涂層時沉積困難，采用氦氣制備涂 層時成本極高，研究發(fā)展緩慢。當高溫高壓商用冷噴涂設備出現(xiàn)后，研究開始增多。

一般來說，冷噴涂NiCoCrAlY涂層表面較光滑，涂層粒子間結(jié)合較好，同時，涂層內(nèi)部組織均勻、致密 且無明顯氧化物夾雜[28]。張強等[29]發(fā)現(xiàn)在鎳基高溫合金基體上沉積得到的納米結(jié)構(gòu)NiCrAlY涂層呈現(xiàn)與熱噴 涂層類似的層狀結(jié)構(gòu)，出現(xiàn)少量的孔洞，但涂層整體相對致密。圖4為Inconel 718高溫合金基材上制備的冷 噴涂CoNiCrAlY金屬黏接涂層的橫截面SEM圖[30]，從圖中推斷出氧化物僅在涂層和基材之間的界面處形 成，而孔隙則位于飛濺之間的區(qū)域和上表面附近。

2.2高溫氧化行為

冷噴涂高溫合金涂層由于粉末不熔化，顆粒表面的原生氧化物層在高速撞擊下會被破碎、分散，不像熱噴 涂那樣會形成新的氧化物并包裹在凝固的顆粒中，可減少涂層內(nèi)部的氧化缺陷。使用冷噴涂等低溫加工方法可 以實現(xiàn)對MCrAlY黏接層氧化行為的潛在改善[30]。

對不同熱噴涂與冷噴涂技術制備的Inconel 718高溫合金涂層熱生長氧化物（thermally grown oxide，TGO）的生長行為研究表明[30]，所有涂層在初始氧化階段都表現(xiàn)出較高的生長速率。50 h后，熱生長氧化物 厚度增長逐漸減慢，均符合拋物線規(guī)律，冷噴涂和超音速火焰噴涂（high velocity oxygen fuel，HVOF）涂層的TGO厚度值較低，冷噴涂的涂層最低；100 h時TGO厚度約6 μm。Richer等[31]也發(fā)現(xiàn)CS和HVOF制備的CoNiCrAlY涂層內(nèi)氧化物生長速率相對大氣等離子噴涂（air plasma spray，APS）較低，氧化100 h后，CS和HVOF涂層上的氧化皮主要由生長速率較低的Al2O3組成，不存在有害的快速生長混合氧化物，然而，在HVOF涂層中觀察到了Cr2O3和分散NiO的存在。

3、冷噴涂Inconel系列鎳基高溫合金涂層組織與性能

3.1 In625沉積體的組織與性能

In625因其優(yōu)異的耐熱腐蝕性、高溫強度和焊接性而成為一種廣泛使用的工程材料[32]。成功冷噴涂沉積In625為In625涂層在修復和表面強化方面應用提供了基礎[33-36]。在500℃、3 MPa的氦氣加速條件下，在4130低合金鋼上制備的冷噴涂In625沉積體內(nèi)部粒子間扁平顆粒內(nèi)部及周邊存在小角度晶界與大角度晶界的 混合結(jié)構(gòu)（圖5）[36]，基體界面附近區(qū)域產(chǎn)生了顯著的塑性變形，表明沉積層經(jīng)歷了漸進式晶格旋轉(zhuǎn)，該現(xiàn)象 源于連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶機制，有利于噴涂過程中的原位晶粒細化[36]。Brizuela-Colmenares等[37]也發(fā)現(xiàn)采用450℃、3.8 MPa的氦氣冷噴涂制備In625合金涂層中可見細小的變形晶粒（平均尺寸為1.56 μm）。

在1000℃、4.7 MPa的氮氣加速條件下制備的冷噴涂In625沉積體與基體間的結(jié)合強度為57 MPa，沉積 過程中的加工硬化使得沉積體的顯微硬度高于塊體In625材料，磨損率處于輕微磨損機制的范圍內(nèi)，在較高滑 動速度下出現(xiàn)高磨損率和高摩擦因數(shù)，在低于5 N的載荷下進行摩擦學測試的試樣具有較低的摩擦因數(shù)[15]。 相比于在800℃、4 MPa下制備的冷噴涂In625涂層，在噴涂溫度1000℃、4 MPa下，涂層表現(xiàn)出更高的塑 性和局部延展性[38]。Neo等[39]對比分析了30、80 mm噴涂距離下冷噴涂制備的In625沉積體顯微硬度，發(fā)現(xiàn)80 mm噴涂距離下沉積的涂層具有更高的硬度。

3.2 In718涂層的組織與性能

近十年來，針對In718合金的冷噴涂沉積體組織和性能開展了廣泛研究[14,40-43]。冷噴涂In718涂層的典型 微觀結(jié)構(gòu)表現(xiàn)為變形顆粒內(nèi)部保留原料粉末的枝晶結(jié)構(gòu)[42,44]。在氣體溫度為1000℃、壓力為7 MPa的條件 下，采用氮氣冷噴涂技術沉積得到的In718涂層與基體界面連續(xù)，結(jié)合良好，孔隙主要分布于顆粒三叉晶界 處，腐蝕后發(fā)現(xiàn)粉末原始快速凝固組織特征在涂層中得以保留——該組織由霧化過程中大過冷度形成的細密胞 狀/枝晶復合結(jié)構(gòu)構(gòu)成[45]。在1000℃、4.5 MPa氮氣下冷噴涂沉積制備的In718沉積體孔隙率低，晶粒尺寸 小，如圖6所示[46]，圖6 (a)可以看出沉積體的孔隙較少，圖6 (b)顯示，冷噴涂過程中高速沖擊導致沉積顆粒 形成變形片層結(jié)構(gòu)，原始枝晶結(jié)構(gòu)發(fā)生顯著畸變。圖6 (c)表明，冷噴涂顆粒的高速沖擊引發(fā)劇烈塑性變形， 高位錯密度在圖像中形成明顯襯度。對應的暗場像(圖6（d）)進一步揭示材料晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生嚴重畸變，并證實 冷噴涂沉積層中部分晶粒尺寸低于100 nm，呈現(xiàn)納米晶特征。非常值得一提的是，采用N?作為加速氣體，在10 MPa、1000℃工藝條件下，可實現(xiàn)In718的高致密冷噴涂沉積，孔隙率低至0.05%[42]。高氣壓與高溫共同 促進了顆粒的顯著塑性變形，極大減少了未結(jié)合界面與原始顆粒邊界，使枝晶結(jié)構(gòu)破碎并形成優(yōu)異界面結(jié)合。 該工藝成功避免了昂貴He氣的使用，為沉積高致密度、高硬度合金提供了方案。

近年來隨著冷噴涂設備能力的提升，有研究者開始采用高噴涂參數(shù)（高壓、高溫，甚至氦氣）冷噴涂制備 高溫合金涂層[23,26]，涂層性能獲得進一步提升。比如，使用氮氣作為加速氣體，在1000℃、3 MPa的壓力條 件下，冷噴涂In718涂層結(jié)合強度一般80 MPa以內(nèi)，很難超過100 MPa，當壓力提升至7 MPa時，涂層結(jié)合 強度可超過100 MPa[23]；而對于沉積層自身抗拉強度，氮氣噴涂態(tài)可超過600 MPa[23]，氦氣噴涂態(tài)可超過1100 MPa[23]，其中氮氣噴涂態(tài)最高報道為（792±44）MPa[40]。在5 MPa氮氣條件下，隨著氣體預熱溫度從800℃升高到1000℃，In718涂層顯微硬度從434HV增加到465HV[26]。

4、噴涂態(tài)高溫合金組織與性能的調(diào)控策略

4.1噴后熱處理

大量研究發(fā)現(xiàn)噴后熱處理可以顯著改善/調(diào)控冷噴涂金屬涂層的微觀組織及力學性能[47-53]，不同的金屬材 料沉積體所用的熱處理條件不同，根據(jù)需要設置不同的熱處理條件，用以消除殘余應力，改善沉積體組織，最 終提升沉積體性能。因此，通過改變熱處理條件可以調(diào)節(jié)大部分冷噴涂金屬涂層或金屬基復合材料涂層的組織 及性能。

圖7為熱處理后的In718涂層的SEM截面顯微組織[40]。結(jié)果表明，雙時效過程中枝晶結(jié)構(gòu)因元素擴散逐 漸溶解，基體中幾乎未見亞微米晶粒，表明晶粒生長受到抑制。時效溫度較低，晶粒尺寸保持穩(wěn)定，但亞微米 級第二相析出量顯著增加。1100℃固溶處理未能完全溶解MC相，而δ相則基本溶于基體。所有樣品中均存 在孿晶，其可增加滑移系，從而提升材料延展性。沉積態(tài)In718因加工硬化與晶粒細化使其硬度最高 （536HV）。經(jīng)熱處理后，硬度先降至414HV（HST-2 h），隨后因雙時效時間延長，γ'和γ"相析出數(shù)量與尺 寸增加，顯著阻礙位錯運動，致使硬度回升，HST-4 h及HST-8 h后分別增至422HV與463HV[40]。表1總結(jié) 了In718試樣的拉伸性能[40]。結(jié)果表明，熱處理后In718的極限抗拉強度和伸長率顯著高于沉積態(tài)。所有熱處 理試樣在彈性階段均表現(xiàn)出與鍛件及增材制造件相似的拉伸行為。經(jīng)熱處理2 h后，冷噴涂In718的極限抗拉 強度達1352 MPa、伸長率為15.2%，符合航空航天標準AMS 5662要求。

表 1 In718 涂層熱處理前后的拉伸力學性能 [40]

熱處理工藝可以改善對不同加速氣體條件沉積得到的Inconel 718涂層的拉伸性能。如圖8和表2所示[23]， 熱處理后，由于顆粒間結(jié)合的增強，拉伸強度和伸長率均得到顯著提高。N2和He處理的Inconel 718涂層的 極限抗拉強度分別提高到1160 MPa和1272 MPa，達到塊體材料的標準[54]。同時，由于顆粒沖擊速度較高， 塑性變形增強，通過He沉積的熱處理Inconel 718試樣的伸長率和延展性明顯高于通過N2沉積的熱處理試 樣。此外，由于存在內(nèi)部缺陷，通過N2沉積的噴涂態(tài)和熱處理后的Inconel 718涂層的楊氏模量值遠低于He加工涂層。

冷噴涂態(tài)In718涂層因高速粒子撞擊形成拉長的樹枝晶結(jié)構(gòu)，經(jīng)固溶處理后枝晶間偏析溶解，再結(jié)晶形成 等軸晶粒，同時誘發(fā)晶界富Nb/Ti的塊狀MC碳化物及短棒狀δ相析出，其顯微硬度達470HV0.3，經(jīng)固溶+雙 時效處理后硬度降至440HV0.3，且拉伸強度呈現(xiàn)顯著熱處理依賴性：噴涂態(tài)僅196 MPa，而固溶950℃+雙時 效處理后的涂層拉伸強度峰值達798 MPa[55]。

表 2 在噴涂態(tài)和熱處理條件下通過不同加速氣體類型沉積的 CS Inconel 718 涂層的拉伸性能 [23]

4.2噴后熱等靜壓

熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）是一種對金屬或陶瓷材料的特殊熱處理工藝，該工藝可用于粉末 冶金成型后或鑄件進行致密化處理，利用惰性氣體作為傳壓介質(zhì)，相同的壓力從各個方向均勻作用于部件表 面，壓力可達幾百MPa，施加溫度最高可達2000℃。經(jīng)過熱等靜壓處理，材料的耐磨、耐腐蝕性以及力學性 能會獲得極大的提升，疲勞壽命可增加10~100倍。主要應用于高溫合金、鈦合金、鋁合金、銅合金、難熔金屬、硬質(zhì)合金、不銹鋼、耐蝕合金等。

通過熱等靜壓處理后的冷噴涂Ni-20Cr沉積體孔隙率相對噴涂態(tài)的孔隙率下降了75%，而密度則提升了27%，起到了改善顯微組織的作用[56]。表3總結(jié)了冷噴涂增材制造的Ni-20Cr厚板在噴涂態(tài)和熱等靜壓處理條 件下與塊體Ni-20Cr合金的宏觀拉伸數(shù)據(jù)比較[56]，結(jié)果顯示，經(jīng)熱等靜壓處理的Ni-20Cr沉積體表現(xiàn)出與塊體Ni-20Cr相當?shù)纳扉L率，達到最高水平，但其極限抗拉強度則相對較低。冷噴涂沉積態(tài)的屈服強度較低，這可 能歸因于材料中存在的孔隙缺陷，這些孔隙促使裂紋在較低應力下萌生，從而導致其抗拉強度與伸長率均處于 較低水平。此外，熱等靜壓處理后沉積體的彈性模量也較低，該現(xiàn)象可能與熱等靜壓過程中發(fā)生的再結(jié)晶后的 晶粒長大有關。

4.3激光輔助冷噴涂

為了提升高溫合金等難變形材料的變形能力，有學者將激光引入冷噴涂過程[57]，通過激光輔助的加熱基 體，改善粒子碰撞環(huán)境，提升涂層性能。激光方向與冷噴涂方向之間的不同角度對NiCoCrAlYHfSi黏接層沉 積的沉積性能產(chǎn)生的影響不同[58]，如圖9所示[58]，所有噴涂參數(shù)均獲得了結(jié)合牢固、孔隙率低于1%的致密涂 層，這歸因于激光熱軟化顆粒在基體上的高速沖擊所引發(fā)的高塑性變形。然而，涂層均勻性因配置而異：激光 方向和噴涂方向之間的角度為0°和90°時涂層更均勻，而45°時因激光與噴射流相對角度產(chǎn)生不對稱加熱 分布，導致部分顆粒（區(qū)域“x”）在激光照射前撞擊表面，沉積效率低，最終形成厚度不均的截面。此外，0°配置在相鄰沉積通道的重疊區(qū)域發(fā)現(xiàn)了孔隙缺陷。研究表明，噴涂均勻性主要受激光加熱分布與軌跡重疊 策略的顯著影響。相較于傳統(tǒng)冷噴涂涂層，激光輔助冷噴涂技術制備的GH3536涂層在性能上取得顯著提升， 其孔隙率大幅降低了96.2%，磨損率也下降了63.4%；在3.5%（質(zhì)量分數(shù)）NaCl溶液環(huán)境中，該涂層表現(xiàn)出 優(yōu)異的耐腐蝕性能，其腐蝕電流密度低至10.321 μA·cm-2，展現(xiàn)出良好的腐蝕抗力[59]。此外，激光表面溫度也 會影響冷噴涂In625沉積體的微觀結(jié)構(gòu)和力學性能[37]。噴涂態(tài)In625沉積體表現(xiàn)出最為顯著的微觀應變，而該 應變水平隨著沉積過程中基體表面溫度的升高呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢，其中激光輔助加熱至900℃條件下所得的沉積體具有最低的微觀應變；相應地，材料的顯微硬度也隨激光設定的表面溫度升高而下降：噴涂態(tài)沉積體 因較高的位錯密度和較小的晶粒尺寸，其硬度值最高，可達9 GPa；而在激光輔助900℃條件下，由于發(fā)生了 明顯的再結(jié)晶和晶粒長大，導致位錯密度顯著降低，其硬度因而最低，約為6.3 GPa[37]。

表 3 冷噴涂增材制造 Ni-20Cr 厚板在噴涂態(tài)和熱等靜壓處理條件下與塊體 Ni-20Cr 合金的宏觀拉伸數(shù)據(jù)比較 [56]

4.4原位噴丸輔助冷噴涂沉積

冷噴涂過程中高速顆粒的碰撞會產(chǎn)生沖擊夯實效應（不管顆粒反彈或顆粒沉積），西安交通大學雒曉濤等 在國際上率先提出了在線（原位）噴丸致密化的冷噴涂工藝方法[60-61]，也稱作原位微鍛造輔助冷噴涂（in-situ micro-forging assisted cold spray），通過在原始噴涂粉末中混入一定比例的特大顆粒（噴丸顆粒），粒徑從一百 微米到幾百微米，噴丸材料可以是金屬（如不銹鋼丸），也可以是陶瓷丸，這些顆粒在氣流中理論上達不到臨 界沉積速度（或不可沉積），但獲得了一定的速度（動能），在撞擊已沉積涂層（顆粒）后會反彈，從而引入了 在線的噴丸效應（微鍛造效果），使涂層更加致密，同時也改善了粒子界面結(jié)合質(zhì)量，已用于致密鈦合金、鋁 合金等涂層制備[60-61]。

使用氮氣作為加速氣體時，所得沉積體孔隙率較高（5.7%），顯微硬度410HV，沉積體的自身抗拉強度僅 約96 MPa，且無塑性，遠低于塊體材料，充分表明了這類材料的冷噴涂難沉積特性[42]。而借助在線噴丸（原 位微鍛造）技術可實現(xiàn)涂層致密化及涂層強度的一定程度提高，但還需要高溫熱處理來獲得滿意的力學性能， 在700℃、2.5 MPa低參數(shù)條件下，原位噴丸輔助冷噴涂制備In718涂層時，隨噴丸顆粒體積含量增加（＞50%），涂層致密度顯著提升，孔隙率降至0.5%以下[42]。高溫熱處理（1200℃、2 h）后，常規(guī)冷噴涂與噴丸 輔助（50%噴丸顆粒）沉積體孔隙率均增加，但后者僅在三叉粒子界面處殘留少量微孔[42]。噴丸輔助工藝通過 強化顆粒撞擊的壓實效應，有效抑制了低參數(shù)噴涂的孔隙缺陷，為優(yōu)化高溫合金沉積質(zhì)量提供新途徑。Luo等[42]發(fā)現(xiàn)原位噴丸輔助冷噴涂也可顯著提升In718涂層力學性能，加入50%噴丸顆粒使涂層結(jié)合強度由100 MPa增至500 MPa；熱處理后常規(guī)冷噴涂涂層因粒子間結(jié)合有限，結(jié)合強度僅570 MPa且伸長率約為0.5%，而噴 丸輔助冷噴涂層強度達1087 MPa并兼具6%伸長率。斷口分析表明：噴涂態(tài)斷裂均沿粒子界面發(fā)生，但噴丸 輔助樣品粒子變形更深、嵌合更強；熱處理后常規(guī)涂層斷口仍見原始粒子輪廓，噴丸輔助樣品則完全覆蓋韌 窩，呈現(xiàn)典型塑性斷裂特征[42]。

5、挑戰(zhàn)與展望

本工作以鎳基高溫合金為對象，綜述了近年來冷噴涂沉積體的沉積行為及沉積體的組織和性能以及調(diào)控方 法等方面的主要研究進展。相較于等離子噴涂、高速氧燃料噴涂、爆炸噴涂等方法，冷噴涂制備出的高溫合金 沉積體具有不發(fā)生氧化等優(yōu)點，且通過調(diào)控工藝參數(shù)、采用熱處理和原位噴丸處理等方法，可進一步提高沉積 體質(zhì)量。然而，該技術在高性能高溫合金涂層工業(yè)化應用中仍面臨嚴峻挑戰(zhàn)：

（1）粉末特性對沉積行為的影響機制

冷噴涂過程中，噴涂參數(shù)、粉末粒徑與氧含量分別顯著影響粒子的加速行為及碰撞動力學特性，決定了沉 積臨界速度閾值與涂層微觀組織性能演變。然而目前冷噴涂設備的工作參數(shù)水平發(fā)展受限，對于高溫合金體 系，上述參數(shù)對粉末臨界沉積窗口及沉積體質(zhì)量的影響研究較少。未來需結(jié)合實驗與數(shù)值模擬的方法對噴涂參 數(shù)、粉末粒徑和含氧量對粒子加速和碰撞行為進行進一步研究。

（2）復合后處理策略

當前針對冷噴涂高溫合金涂層的后處理研究，主要聚焦于熱處理及原位噴丸對性能的優(yōu)化作用，尚未充分 探索單一技術與其他后處理工藝的協(xié)同應用，例如激光輔助、熱軋制以及攪拌摩擦加工等。進一步開發(fā)兼顧經(jīng) 濟性與高效性的復合后處理策略，對提升冷噴涂高溫合金涂層綜合性能具有關鍵意義。

（3）工藝成本與經(jīng)濟性瓶頸

當前冷噴涂高溫合金制備雖取得技術突破，但其工業(yè)化應用仍受制于嚴苛的工藝條件與高昂成本。為實現(xiàn) 高溫合金顆粒的有效沉積，工藝需維持極高載氣溫度與壓力，甚至依賴氦氣等昂貴氣體作為加速氣體。氦氣成本為氮氣的20倍以上，加之高壓系統(tǒng)能耗顯著，導致綜合成本攀升。不僅制約了大規(guī)模工程應用，更阻礙了 航空航天等領域關鍵部件的經(jīng)濟性修復。因此，開發(fā)替代性工藝路徑與低成本氣源方案尤為重要。

（4）航空航天領域的發(fā)展機遇

冷噴涂高溫合金沉積過程中因其對基材熱影響小，薄壁結(jié)構(gòu)變形量小等特點，在航空發(fā)動機高溫合金薄壁 部件修復領域相較熔化-凝固的增材技術優(yōu)勢凸顯。同時冷噴涂高溫合金的任意取向細晶組織特征（熱處理后 也小于5 μm）使其在渦輪盤修復和增材制造方面具有較大潛質(zhì)。然而，在采用氮氣作為加速氣體時，為實現(xiàn) 沉積層與基體間較高的結(jié)合強度和沉積體自身較高的致密度與力學性能，通常需在極高的氣體溫度和壓力下進 行噴涂，這對設備的耐壓性、熱穩(wěn)定性和氣體動力學控制均構(gòu)成了重大技術瓶頸。若能突破上述工藝限制，優(yōu) 化氮氣冷噴涂過程中的溫度與壓力參數(shù)，并開發(fā)出相應的高性能噴涂系統(tǒng)，將顯著提升高溫合金涂層在極端環(huán) 境下的服役可靠性，進一步推動冷噴涂技術在航空發(fā)動機的修復和制造領域的工程應用與產(chǎn)業(yè)化發(fā)展。

參考文獻

[1] 李文亞, 李長久. 冷噴涂特性[J]. 中國表面工程, 2002, 15(1): 12-16.

LI W Y, LI C J. Characteristics of cold spray process[J]. China Surface Engineerign, 2002, 15(1): 12-16.

[2] 吳杰, 金花子, 吳敏杰, 等. 冷氣動力噴涂技術研究進展[J]. 材料導報, 2003, 17(1): 59-62.

WU J, JIN H Z, WU M J, et al. Developments in cold gas dynamic spray technology[J]. Materials Review, 2003, 17(1): 59-62.

[3] 熊天英, 吳杰, 金花子, 等. 一種新噴涂技術—冷氣動力噴涂[J]. 腐蝕科學與防護技術, 2001, 13(5): 267-269.

XIONG T Y, WU J, JIN H Z, et al. Introduction to a new technology-cold gas dynamic spray[J]. Corrsion Science and TechnologyProtection, 2001, 13(5): 267-269.

[4] LI W, YANG K, YIN S, et al. Solid-state additive manufacturing and repairing by cold spraying: a review[J]. Journal of MaterialsScience & Technology, 2018, 34(3): 440-457.

[5] 范圣剛, 鄭家珵, 孫文雋, 等. S30408 奧氏體不銹鋼高溫力學性能試驗研究[J]. 工程力學, 2017, 34(4): 167-176, 186.

FAN S G, ZHENG J C, SUN W J, et al. Experimental investigation on mechanical properties of S30408 austenitic stainless steel atelevated temperatures[J]. Engineering Mechanics, 2017, 34(4): 167-176, 186.

[6] ZHANG Z, LI A, WANG Y, et al. Low-cycle fatigue behavior and life prediction of fine-grained 316LN austenitic stainless steel[J].Journal of Materials Research, 2020, 35(23): 3180-3191.

[7] SUDIGDO P, BHATTIPROLU V S, HUSSAIN T. Cold spray of Ni-based superalloys: a review on processing and residual stress[J].Journal of Thermal Spray Technology, 2025, 34(1): 37-74.

[8] LI C J, LI W Y, LIAO H. Examination of the critical velocity for deposition of particles in cold spraying[J]. Journal of ThermalSpray Technology, 2006, 15(2): 212-222.

[9] SCHMIDT T, G?RTNER F, ASSADI H, et al. Development of a generalized parameter window for cold spray deposition[J]. ActaMaterialia, 2006, 54(3): 729-742.

[10] WU Q, SU J H, ZHAO W L, et al. Determination of critical velocity of cold-sprayed NiCoCrAlY coating via arbitary LagrangianEulerian(ALE) method of finite element simulation[J]. Coatings, 2023, 13(12): 1992.

[11] WANG F F, LI W Y, YU M, et al. Prediction of critical velocity during cold spraying based on a coupled thermomechanicaleulerian model[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2014, 23(1/2): 60-67.

[12] MAUER G, SINGH R, RAUWALD K H, et al. Diagnostics of cold-sprayed particle velocities approaching critical depositionconditions[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2017, 26(7): 1423-1433.

[13] ZHANG Z, LI W, YANG J, et al. Prediction of deformation characteristics and critical ve locities during cold-spray: a new 3Dmodel[J]. Surface and Coatings Technology, 2024, 478: 130492.

[14] SUN W, TAN A W Y, BHOWMIK A, et al. Deposition characteristics of cold sprayed Inconel 718 particles on Inconel 718substrates with different surface conditions[J]. Materials Science and Engineering:A, 2018, 720: 75-84.

[15] WU K, SUN W, TAN A W, et al. An investigation into microstructure, tribological and mechanical properties of cold sprayedInconel 625 coatings[J]. Surface and Coatings Technology, 2021, 424: 127660.

[16] LI W Y, LI C J, LIAO H. Significant influence of particle surface oxidation on deposition efficiency, interface microstru cture andadhesive strength of cold-sprayed copper coatings[J]. Applied Surface Science, 2010, 256(16): 4953-4958.

[17] LI W Y, GAO W. Some aspects on 3D numerical modeling of high velocity impact of particles in cold spraying by explicit finiteelement analysis[J]. Applied Surface Science, 2009, 255(18): 7878-7892.

[18] ICHIKAWA Y, TOKORO R, TANNO M, et al. Elucidation of cold-spray deposition mechanism by auger electron spectroscopicevaluation of bonding interface oxide film[J]. Acta Materialia, 2019, 164: 39-49.

[19] WALKER M. Microstructure and bonding mechanisms in cold spray coatings[J]. Materials Science and Technology, 2018, 34(17):2057-2077.

[20] ZOU Y. Cold spray additive manufacturing: microstructure evolution and bonding features [J]. Accounts of Materials Research,2021, 2(11): 1071-1081.

[21] JAFARI D, VANEKER T H J, GIBSON I. Wire and arc additive manufacturing: opportunities and challenges to control the qualityand accuracy of manufactured parts[J]. Materials & Design, 2021, 202: 109471.

[22] AHMAD B, ZHANG X, GUO H, et al. Influence of deposition strategies on residual stress in wire + arc additive ma nufacturedtitanium Ti-6Al-4V[J]. Metals, 2022, 12(2): 253.

[23] MA W, XIE Y, CHEN C, et al. Microstructural and mechanical properties of high-performance Inconel 718 alloy by coldspraying[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 792: 456-467.

[24] CAVALIERE P, PERRONE A, SILVELLO A. Crystallization evolution of cold-sprayed pure Ni coatings[J]. Journal of ThermalSpray Technology, 2016, 25(6): 1158-1167.

[25] RATHOD W S, KHANNA A S, KARTHIKEYAN J, et al. Effect of N2 and He carrier gases on oxidation behavior of cold sprayedCoNiCrAlY powder to deposit bond coats[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2014, 67(2): 247-262.

[26] PEREZ-ANDRADE L I, G?RTNER F, VILLA-VIDALLER M, et al. Optimization of Inconel 718 thick deposits by cold sprayprocessing and annealing[J]. Surface & Coatings Technology, 2019, 378: 124997.

[27] CAVALIERE P, SILVELLO A, CINCA N, et al. Microstructural and fatigue behavior of cold sprayed Ni-based superalloyscoatings[J]. Surface & Coatings Technology, 2017, 324: 390-402.

[28] 張林偉, 王魯, 王全勝, 等. 真空預氧化對冷噴涂 NiCoCrAlY 涂層氧化行為的影響[J]. 材料工程, 2014, 42(1): 1-5, 29.

ZHANG L W, WANG L, WANG Q S, et al. Effect of vacuum pre-oxidation on oxidation behavior of NiCoCrAlY coating prepared bycold spray[J]. Journal of Materials Engineering, 2014, 42(1): 1-5, 29.

[29] 張強, 楊冠軍, 李長久, 等. 冷噴涂納米結(jié)構(gòu) NiCrAlY 涂層在氬氣氣氛中的氧化行為[J]. 中國表面工程, 2008, 21(6): 5-9.

ZHANG Q, YANG G J, LI C J, et al. Oxidation behavior of nanostructured NiCrAlY coating deposited by cold spray[J]. China SurfaceEngineering, 2008, 21(6): 5-9.

[30] KARAOGLANLI A C, OZGURLUK Y, DOLEKER K M. Comparison of microstructure and oxidation behavior of CoNiCrAlYcoatings produced by APS, SSAPS, D-Gun, HVOF and CGDS techniques[J]. Vacuum, 2020, 180: 109609.

[31] RICHER P, YANDOUZI M, BEAUVAIS L, et al. Oxidation behaviour of CoNiCrAlY bond coats produced by plasma, HVOF andcold gas dynamic spraying[J]. Surface and Coatings Technology, 2010, 204(24): 3962-3974.

[32] TUOMINEN J, VUORISTO P, M?NTYL? T, et al. Improving corrosion properties of high-velocity oxy-fuel sprayed inconel 625by using a high-power continuous wave neodymium-doped yttrium aluminum garnet laser[J]. Journal of Thermal SprayTechnology, 2000, 9(4): 513-519.

[33] SRINIVASAN D, CHANDRASEKHAR V, AMUTHAN R, et al. Characterization of cold-sprayed IN625 and NiCr coatings[J].Journal of Thermal Spray Technology, 2016, 25(4): 725-744.

[34] CAVALIERE P, PERRONE A, SILVELLO A. Fatigue behaviour of Inconel 625 cold spray coatings [J]. Surface Engineering, 2018,34(5): 380-391.

[35] POZA P, MúNEZ C J, GARRIDO-MANEIRO M A, et al. Mechanical properties of Inconel 625 cold-sprayed coatings after laserremelting. Depth sensing indentation analysis[J]. Surface and Coatings Technology, 2014, 243: 51-57.

[36] CHAUDHURI A, RAGHUPATHY Y, SRINIVASAN D, et al. Microstructural evolution of cold-sprayed Inconel 625 superalloycoatings on low alloy steel substrate [J]. Acta Materialia, 2017, 129: 11-25.

[37] BRIZUELA-COLMENARES N, PéREZ-ANDRADE L I, PEREZ S, et al. Mechanical and microstructural behavior of Inconel 625 deposits by high-pressure cold spray and laser assisted cold spray[J]. Surface and Coatings Technology, 2024, 485: 130917.

[38] SILVELLO A, CAVALIERE P, RIZZO A, et al. Fatigue bending behavior of cold-sprayed nickel-based superalloy coatings[J].Journal of Thermal Spray Technology, 2019, 28(5): 930-938.

[39] NEO R G, WU K, TAN S C, et al. Effect of spray distance and powder feed rate on particle velocity in cold spray p rocesses[J].Metals, 2022, 12(1): 75.

[40] SU H, LUO X, LI C. Dense and fine grained In718 superalloy additively manufactured by cold spraying with N2 gas at 10 MPa[J].Materials Science and Engineering: A, 2025, 927: 148017.

[41] SENG D H L, ZHANG Z, ZHANG Z Q, et al. Impact of spray angle and particle velocity in cold sprayed IN7 18 coatings[J].Surface and Coatings Technology, 2023, 466: 129623.

[42] LUO X T, YAO M L, MA N, et al. Deposition behavior, microstructure and mechanical properties of an in situ micro-forgingassisted cold spray enabled additively manufactured Inconel 718 alloy[J]. Materials & Design, 2018, 155: 384-395.

[43] 王皓杰, 武三栓, 張科杰, 等. 冷噴涂 IN718 涂層組織及性能研究[J]. 表面技術, 2022, 51(10): 361-369.

WANG H J, WU S S, ZHANG K J, et al. Microstructure and properties of cold sprayed IN718 coating[J]. Surface Technology, 2022,51(10): 361-369.

[44] BAGHERIFARD S, MONTI S, ZUCCOLI M V, et al. Cold spray deposition for additive manufacturing of freeform structuralcomponents compared to selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering:A, 2018, 721: 339-350.

[45] BALASUNDARAM A, BISHT A, ANANTHARAMAN M, et al. Effect of double-aging heat treatment on microstructure andtribological behaviour of cold sprayed In718 coating[J]. Metals and Materials International, 2024, 30(2): 483-500.

[46] WU K, SUN W, TAN A W, et al. High temperature oxidation and oxychlorination behaviors of cold sprayed Inconel 718 deposits at700 ℃[J]. Corrosion Science, 2022, 207: 110536.

[47] YIN S, CIZEK J, YAN X, et al. Annealing strategies for enhancing mechanical properties of additively manufactured 316L stainlesssteel deposited by cold spray[J]. Surface and Coatings Technology, 2019, 370: 353-361.

[48] REN Y, ZHOU D, XIE G, et al. Effects of different heat treatments on anisotropy of cold sprayed 7075 Al deposits[J]. Mate rialsCharacterization, 2023, 199: 112828.

[49] WU D, LI W, LIU K, et al. Optimization of cold spray additive manufactured AA2024/Al2O3 metal matrix composite with heattreatment[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2022, 106: 211-224.

[50] WINNICKI M, BASZCZUK A, GIBAS A, et al. Experimental study on aluminium bronze coatings fabricated by low pressure coldspraying and subsequent heat treatment[J]. Surface and Coatings Technology, 2023, 456: 129260.

[51] NOVOSELOVA T, CELOTTO S, MORGAN R, et al. Formation of TiAl intermetallics by heat treatment of cold-sprayed precursordeposits[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 436(1/2): 69-77.

[52] LI W, WU D, HU K, et al. A comparative study on the employment of heat treatment, electric pulse p rocessing and friction stirprocessing to enhance mechanical properties of cold-spray-additive-manufactured copper[J]. Surface and Coatings Technology,2021, 409: 126887.

[53] SIDDIQUE S, BERNUSSI A A, HUSAIN S W, et al. Enhancing structural integrity, corrosion resistance and wear propert ies of Mgalloy by heat treated cold sprayed Al coating[J]. Surface and Coatings Technology, 2020, 394: 125882.

[54] BAGHERIFARD S, ROSCIOLI G, ZUCCOLI M V, et al. Cold spray deposition of freestanding inconel samples and comparativeanalysis with selective laser melting[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2017, 26(7): 1517-1526.

[55] SUN W, CHU X, HUANG J, et al. Solution and double aging treatments of cold sprayed inconel 718 coatings[J]. Coatings, 202 2,12(3): 347.

[56] SINGH P, SINGH S, SINGH H, et al. Characterization and high-temperature oxidation behavior of Ni–20Cr deposits fabricated bycold spray-based additive manufacturing[J]. Coatings, 2023, 13(5): 904.

[57] BRAY M, CELOTTO S, O’NEILL W. Development of a laser assisted material spray process[C]//ICALEO 2006: 25th InternationalCongress on Laser Materials Processing and Laser Microfabrication. Scottsdale:Laser Institute of AmericaLIA, 2006.

[58] COJOCARU C V, AGHASIBEIG M, IRISSOU E. NiCoCrAlX (X = Y, Hf and Si) bond Coats by cold spray for high temperatureapplications[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2022, 31(1): 176-185.

[59] LI C, GUAN J, ZHENG L, et al. Study on the microstructure, wear, and corrosion resistance of GH3536 coatings prepared by laserassistedcold spraying[J]. Advanced Engineering Materials, 2025, 27(12): 2500051.

[60] LUO X T, WEI Y K, WANG Y, et al. Microstructure and mechanical property of Ti and Ti6Al4V prepared by an in-situ shotpeening assisted cold spraying[J]. Materials & Design, 2015, 85: 527-533.

[61] 雒曉濤, 魏瑛康, 張越, 等. 原位微鍛造冷噴涂制備高致密鋁基涂層及耐腐蝕性能[J]. 表面技術, 2019, 48(4): 34-39.

LUO X T, WEI Y K, ZHANG Y, et al. Fully dense Al coatings sprayed by in situ micro-forging assisted cold spray and corrosionprotection[J]. Surface Technology, 2019, 48(4): 34-39.

基金項目：國家重點研發(fā)項目（2024YFB4609602）

收稿日期：2025-09-01；錄用日期：2025-09-18

通訊作者：李文亞（1976—），男，教授，博士生導師，博士，研究方向為冷噴涂及摩擦焊接技術，聯(lián)系地址：陜西省西安市友誼西路 127 號西北工業(yè)大學材料學院（710072），E-mail：liwy@nwpu.edu.cn

（注，原文標題：冷噴涂高溫合金：研究進展、挑戰(zhàn)與展望）

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