超音速火焰(HVOF)喷涂是目前国际上先进的喷涂技术。本研究采用超音速火焰喷涂技术制备了Fe-Cr基非晶/纳米晶复合涂层，利用金相显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、差示扫描量热仪(DSC)对涂层的组织结构特征进行了研究，对涂层中的非晶、纳米晶的形成进行了热力学分析；采用磁致伸缩汽蚀仪研究了涂层的抗汽蚀性特征，并与水利机械常用材料ZG06Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢、Ni60+TiC等离子熔覆层进行了对比，建立了Fe-Cr基HVOF喷涂层的汽蚀损伤模型。 Fe-Cr基HVOF喷涂层的特征由工艺参数决定，正交实验结果表明：氧气流量、煤油流量、喷涂距离对涂层的厚度、孔隙率、显微硬度、汽蚀性均有重要影响。抗汽蚀性随喷涂距离的增加而减小，随涂层显微硬度的增加和孔隙率的减小而增加，并在氧气流量和煤气流量取得较佳配合、且两者取较大值时，获得优异的抗汽蚀性。 对涂层的显微分析表明，喷涂过程中直接得到了非晶和纳米晶，不需要后续热处理。HVOF喷涂Fe-Cr基涂层由完全熔化区(约为1000HV<,0.2>)、未熔或半熔的球形颗粒(510HV<,0.2>～700HV<,0.2>)、耐蚀白色块状组织(600HV<,0.2>)及孔隙组成；涂层致密，层状结构不明显；涂层中的相组成主要为非晶、α-Fe(Cr)纳米晶和硼化物。不同类型的硼化物以硬质相的形式分布在非晶、纳米晶基体上，纳米晶的尺寸约为10～50nm，纳米晶粒团聚在一起，形成100～500nm的团簇。硼化物主要为Cr<,2>B、CrB、Fe<,3>B、FeB、Fe<,2>B，另有少量Fe<,23>(B，C)<,6>、Fe<,1.1>Cr<,0.9>B<,0.9>。涂层中非晶的形成是由于喷涂液滴的快速冷却及合适的粉末成分；由于后续熔融液滴的堆积对已形成的涂层产生退火效应，纳米晶以均匀形核与非均匀形核的方式分别在非晶内部和非晶与硼化物的界面形成。与前人的研究结果不同，涂层中未发现氧化物的存在，表明本研究已成功制备了无氧化洁净涂层。 通过对Fe-Cr基HVOF喷涂层、ZG06Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢和Ni60+TiC等离子熔覆层的汽蚀性对比研究，结果表明前者具有优异的抗汽蚀性；Ni60+TiC等离子熔覆层的抗汽蚀性介于其它两者之间。材料的硬度起着关键性作用，硬度高，抗汽蚀性好。Fe-Cr基HVOF喷涂层的抗汽蚀性呈现明显的汽蚀周期，与涂层的层状剥落有关。系统开展了材料汽蚀损伤过程的原位跟踪观察研究，表明汽蚀损伤起始于组织界面或相界面。对于ZG06Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢，汽蚀破坏首先从马氏体板条界开始。Ni60+TiC等离子熔覆层的裂纹源在TiC颗粒与基体界面，并沿界面扩展，预示着提高TiC颗粒与γ-Ni基体的结合强度将提高这种复合熔覆层的抗汽蚀性。对于Fe-Cr基HVOF喷涂层，汽蚀损伤起始于未熔颗粒和孔隙与周围组织的界面。未熔颗粒的脱落通过两种方式进行，一是颗粒直接脱离本体，二是颗粒内部组织松弛、移动，最后碎裂；孔隙可作为“现成”的汽蚀坑，大大缩短汽蚀的孕育期。所观察到的疲劳辉纹表明三种材料均表现出疲劳破坏特征。汽蚀剥离粒子的尺寸与汽蚀材料的组织粗细有直接关系，组织越细，粒子尺寸越小。 首次发现了汽蚀过程中的非晶晶化现象，并基于位错模型提出了非晶晶化的冲击波机制。冲击波在非晶中传播造成“cluster”切变合并是非晶晶化的主要原因。冲击波使晶态材料破碎的机制以及冲击波的瞬时性又限制了“cluster”和晶体的过分长大。 提出了一种直观表示抗汽蚀性大小的参数：Rc(h/mg)，用以直接比较不同材料或不同涂层的抗汽蚀性；建立了Fe-Cr基HVOF喷涂层汽蚀损伤的理论模型，抗汽蚀性Rc可表示为：Rc=C·γ/d-δ，即在超声振动频率、振幅、流体温度等恒定的情况下，抗汽蚀性Rc仅与界面断裂能γ和摊片或未熔颗粒的直径d有关，即摊片或未熔颗粒直径越小，或单位面积断裂能越大，则抗汽蚀性越好。