《表2 图4区域A处元素的平均组成》

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《700℃下Nb对HR3C奥氏体耐热钢蒸汽氧化行为的影响》

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HR3C-0#和HR3C-1#样品在700℃、25 MPa超临界水蒸气中氧化1000 h后的表面微观形貌如图4所示。HR3C-0#样品表面较为平整，几乎没有析出物析出，在更高放大倍数下观察，基体表面仍然保持较为完整的形貌，能够清晰地看到金相制样后留下的划痕。这说明形成的氧化膜较薄，与XRD图谱结果相一致。由于HR3C-0#合金中Cr的含量较高，在水蒸气氧化过程中，合金内部的Cr不断向合金表面扩散，与氧反应，形成保护性的Cr2O3，使HR3C-0#样品具有良好的抗蒸汽氧化能力。在氧化初期，由于基体/空气界面处氧分压较高，样品表面的合金元素都有可能发生氧化，且Cr和O的亲和势大于Fe，二者反应的Gibbs自由能较Fe—O低，因此会快速地选择性形成富Cr的氧化层[22]。在此过程中，由于金属阳离子以较快的速度向外扩散，氧化性介质向内扩散，使合金具有较快的氧化速率，这也是为什么两种样品在初期阶段都经历了快速的氧化。相比HR3C-0#，HR3C-1#样品的表面出现了大量的岛状凸起氧化物，如图4b所示。结合XRD以及EDS能谱分析，从图4b中区域A（表2）可知，这些岛状氧化物是防护能力相对较差的Fe2O3。在较大的氧化岛附近，存在着很多较小的氧化岛状凸起和破裂。随着蒸汽氧化时间的增长，这些较小的氧化岛逐渐生长，并聚集在一起。Fe的氧化产物在高温下保护性能较差，生长速率过快时，易导致氧化膜中的应力集中，试样表面氧化膜极易在冷却过程中发生开裂或胀破，最后形成剥落。这些结果亦与生长动力学曲线相映衬，相比0#试样，1#试样初期的质量增量是其3倍以上。随着氧化时间的延长，最终1#的质量仅约为0#样品的2倍以上。这可证实在此过程中，HR3C-1#样品的表面发生了相当程度的剥落。这些剥落位置会导致氧向内同基体元素发生更大面积的接触与氧化，降低了合金在此环境下的抗氧化能力，最终使合金失去防护效果，这也可以解释为什么HR3C-1#样品的抗蒸汽氧化能力较差。