王常帥,1,郭莉莉1,唐麗英2,周榮燦2,郭建亭1,周蘭章1

為實現(xiàn)綠色、高效、低碳生產(chǎn)，世界各國紛紛提出具有更高蒸汽參數(shù)的700 ℃超超臨界燃煤電站計劃[1,2]。與目前的600 ℃超超臨界電站技術(shù)相比，該技術(shù)顯著提高發(fā)電效率，降低污染物排放，然而，由于服役參數(shù)的提高和服役環(huán)境的惡化，傳統(tǒng)鐵素體和奧氏體耐熱鋼已無法滿足700 ℃超超臨界電站的要求，特別是服役條件最為苛刻的過熱器/再熱器管道[2,3]。新開發(fā)的Ni-Co-Cr基合金617B、IN740、C-HRA-1、M750等可以滿足700 ℃超超臨界電站要求，但高的Co含量導(dǎo)致成本較高且加工難度大，HR6W、Sanicro 25等Ni-Fe-Cr基合金具有低成本優(yōu)勢，但持久強度不足[4,5,6,7,8]。GH984G合金是在GH984合金(中國科學(xué)院金屬研究所20世紀(jì)90年代自主研發(fā)成功的一種Ni-Fe基合金)基礎(chǔ)上，通過微量元素和主成分的優(yōu)化開發(fā)的一種新型γ′沉淀強化Ni-Fe-Cr基合金，該合金在持久強度滿足700 ℃超超臨界燃煤電站要求的基礎(chǔ)上，具有低成本和工藝性優(yōu)良的優(yōu)勢，但其在700 ℃蒸汽條件下的氧化行為尚不明確[9,10,11,12,13]。

近年來，氧化層剝落導(dǎo)致的爆管和氧化層低導(dǎo)熱系數(shù)引起的超溫現(xiàn)象嚴(yán)重影響了燃煤電站的服役壽命和安全運行，合金的蒸汽氧化行為成為影響燃煤電站安全服役的重要因素之一，因此，明確合金的抗蒸汽氧化行為對電站的安全運行具有重要意義[14,15,16,17,18,19,20,21]。然而，由于傳統(tǒng)燃煤電站服役溫度較低，對其抗蒸汽氧化行為的研究主要集中于鐵素體和奧氏體鋼，而傳統(tǒng)Ni-Fe-Cr基合金主要應(yīng)用于航空發(fā)動機和地面燃機，其氧化機制的研究主要側(cè)重于大氣下氧化，關(guān)于其蒸汽氧化行為的研究較少[16,22,23,24,25,26,27]。Yang等[21]研究了Ni-Fe-Cr基合金在蒸汽條件下的氧化行為，但其關(guān)注溫度為750 ℃，蒸汽條件為純水蒸氣且實驗時間較短(500 h)。Intiso等[20]研究了Ni-Fe-Cr基合金Sanicro 25在700 ℃蒸汽條件下的氧化行為，但時間也較短(168 h)，未考慮超超臨界電站運行工況溶解氧含量，且主要關(guān)注最終的氧化物組成。由此可見，目前尚缺乏關(guān)于Ni-Fe-Cr基合金在700 ℃蒸汽條件下，溶解氧含量接近超超臨界電站運行工況時的長時氧化行為的系統(tǒng)研究。明確該條件下Ni-Fe-Cr基合金的長時氧化行為，揭示Ni-Fe-Cr基合金在高溫蒸汽條件下的氧化機制，可以為Ni-Fe-Cr基合金設(shè)計及其在700 ℃超超臨界燃煤電站中的應(yīng)用提供實驗基礎(chǔ)和科學(xué)依據(jù)。因此，本工作以我國700 ℃超超臨界電站關(guān)鍵部件驗證平臺用GH984G合金為研究對象，考察了其在溶解氧含量接近超超臨界電站運行工況時，700 ℃蒸汽條件下長達(dá)2000 h的氧化行為并分析了其氧化機制。

1實驗方法

GH984G合金的名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.04，B 0.004，F(xiàn)e 20，Cr 21，Mo+Nb 3.4，Al+Ti 2.3，Ni余量。高溫蒸汽氧化按照DL/T 1162-2012 “火電廠金屬材料高溫蒸汽氧化實驗方法”進行。蒸汽氧化實驗的試樣尺寸為12 mm×20 mm×3 mm，表面經(jīng)過2000號SiC砂紙機械磨拋，并在氧化實驗前采用丙酮和超聲波對試樣進行清洗，以除去樣品表面的油污并干燥、稱重。實驗用水經(jīng)過抽真空+高純Ar吹洗相結(jié)合的方式進行除氧處理，使水中的溶解氧含量小于2×10-8，接近超超臨界機組正常運行的全揮發(fā)工況水中的溶解氧含量，計算氧分壓低于1.125×10-3Pa。在氧化實驗的升、降溫過程中均使樣品處于Ar氣保護下，以免受到空氣氧化的影響。實驗溫度為700 ℃，實驗時間節(jié)點取為100、200、300、500、 600、1000、1100、1600和2000 h。稱重試樣為4個，其它試樣用作解剖分析，每次停爐對4個稱重試樣進行稱重，每個試樣稱重3次取平均值，然后對4個試樣取平均值確定該時間節(jié)點增重，同時，取2個試樣作解剖分析，其余試樣繼續(xù)進行實驗。

采用精度為0.00001 g的CAP225D型賽多利斯天平進行蒸汽氧化稱重，利用Quanta 400HV掃描電鏡(SEM)考察氧化層和氧化層的組織結(jié)構(gòu)、厚度、形貌特征，利用Oxford INCA X射線能譜儀(EDS)和Shimadzu Limited型X射線衍射儀(XRD)分析氧化層或氧化層的相結(jié)構(gòu)和微區(qū)成分分布。

2實驗結(jié)果與分析

2.1氧化動力學(xué)

GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下的氧化動力學(xué)曲線如圖1所示。從圖1a中可以看出，隨氧化時間的延長，氧化增重不斷增大。氧化初期，氧化直接在合金基體與蒸汽界面進行，氧化過程受界面反應(yīng)控制，氧化增重較快，隨氧化時間的延長，合金基體與蒸汽之間形成保護性氧化層，氧化增重減慢。根據(jù)氧化速率時間常數(shù)(n)可以初步判斷氧化動力學(xué)規(guī)律。假設(shè)氧化遵循單一氧化規(guī)律，氧化增重與時間滿足下式[16,25]：

$??=?{?}^{?}$(1)

圖1

圖1GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下的氧化動力學(xué)曲線

Fig.1Oxidation kinetics curves of GH984G alloy in steam at 700 ℃ (Δw—mass gain,t—oxidation time)(a, b) Δwversust(c) relationship between Δwandt1/2

式中，Δw為單位面積增重；k是氧化速率常數(shù)；t為氧化時間。對式(1)兩邊取對數(shù)，得關(guān)系式：

$\mathrm{l}\mathrm{g}??=\mathrm{l}\mathrm{g}?+?\mathrm{l}\mathrm{g}?$(2)

直線斜率即為氧化速率時間常數(shù)。恒溫氧化動力學(xué)雙對數(shù)坐標(biāo)曲線結(jié)果如圖1b所示。可以看出，當(dāng)氧化時間大于200 h，lgΔw和lgt之間近似符合直線規(guī)律，擬合表達(dá)式為lgΔw=0.53872lgt-2.3975，n≈0.54，表明氧化動力學(xué)遵循拋物線氧化規(guī)律，氧化過程受擴散控制。而氧化時間較短時，氧化過程受界面控制，實驗點偏離擬合曲線。根據(jù)所獲得的n值，按照線性最小平方運算法擬合成如下形式[25]：

$??={?}_{\mathrm{p}}{?}^{1/2}$(3)

斜率kp即為拋物線速率常數(shù)。從圖1c可以看出，Δw與t1/2符合直線規(guī)律，kp為0.00521 mg/(cm2·h1/2)，因此，GH984G合金在700 ℃蒸汽下的氧化動力學(xué)方程滿足關(guān)系式(圖1c擬合曲線表達(dá)式)：

$??=0.00521{?}^{1/2}$(4)

其穩(wěn)態(tài)增重速率約為8×10-4g/(m2·h)，滿足GB/T 13303-1991“鋼的抗氧化性能測定方法”中規(guī)定的完全抗氧化級的要求(<0.1 g/(m2·h))。

GH984G合金、Ni-Co-Cr基合金IN740和Ni-Cr-Co基合金H282在700 ℃蒸汽條件下2000 h氧化后的氧化增重分別為0.25、0.27[28]和0.52[28]mg/cm2。可以看出，盡管GH984G合金含有20%Fe (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，但其氧化增重與Ni-Co-Cr基合金IN740相當(dāng)，低于H282，這表明GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下與IN740合金的抗蒸汽氧化能力相當(dāng)，優(yōu)于Ni-Cr-Co基合金H282。

2.2表面氧化物

GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后表面氧化物的XRD譜如圖2所示。可以看出，100 h氧化后合金的衍射峰由γ基體和Cr2O3譜峰組成，表明合金表面氧化物主要為Cr2O3，γ基體譜峰的出現(xiàn)表明合金氧化層較薄。進一步延長氧化時間，衍射峰的組成無變化，Cr2O3譜峰強度增加，而基體譜峰強度減弱，表明氧化層中Cr2O3含量增加。2000 h氧化后，衍射峰組成仍為γ基體和Cr2O3譜峰，但Cr2O3譜峰強度顯著增強，基體譜峰強度雖然減弱，但仍具有較高的強度，表明氧化層表面組成相以Cr2O3為主且在氧化過程中具有優(yōu)異的穩(wěn)定性，同時2000 h氧化后γ基體峰仍存在，表明氧化層厚度仍較薄，合金氧化速率較低。

圖2

圖2GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后表面氧化層的XRD譜

Fig.2XRD spectra of GH984G alloy oxidized at 700 ℃ for different time in steam

袁軍濤等[15]的研究表明，700 ℃蒸汽條件下18Cr-8Ni鋼在氧化初始階段形成的外氧化層為富Cr的(Fe, Cr)2O3和(Fe, Cr, Mn, Ni)3O4，隨后(Fe, Cr)2O3由富Cr向富Fe轉(zhuǎn)變。Yang等[21]對(20%~23%)Cr含量的Ni-Fe-Cr基合金研究發(fā)現(xiàn)，750 ℃蒸汽條件下，氧化初期在合金表面形成Cr2O3氧化層，隨后形成Ni(FeAl)2O4外氧化層。Cr含量為22.5%的Sanicro 25合金在700 ℃蒸汽條件下氧化168 h后形成的外氧化層為(Ni, Fe, Cr)3O4[20]。這表明外氧化層特征及其演化規(guī)律與合金中的Cr含量有關(guān)，低Cr合金首先形成富Cr的外氧化層，高Cr合金首先形成Cr2O3外氧化層，但隨后均向含F(xiàn)e的外氧化層轉(zhuǎn)變，最終的外氧化層特征與合金成分有關(guān)。然而，GH984G合金的Cr含量與Sanicro 25和Yang等[21]所研究的合金相當(dāng)，卻在700 ℃蒸汽條件下形成了具有更好保護性的單一、穩(wěn)定Cr2O3外氧化層，未出現(xiàn)含F(xiàn)e的外氧化層。由此可見，合金的抗蒸汽氧化性能不僅與 Cr含量有關(guān)，還與其它合金元素相關(guān)。Cr和Fe均可以形成穩(wěn)定的氧化物，但Cr的氧化物較Fe的氧化物穩(wěn)定，具有更低的氧化激活能且在基體中Cr的擴散系數(shù)大于Fe[22]。GH984G合金中Fe含量與Cr含量相當(dāng)，低于Sanicro 25和Yang等[21]所研究合金的Fe含量，氧化初期與Sanicro 25和Yang等[21]所研究合金一樣，均形成單一的Cr2O3外氧化層，進一步延長氧化時間，由于GH984G合金中Fe和Cr的含量相當(dāng)，不足以在隨后的氧化過程中在Cr2O3氧化層外表面形成含F(xiàn)e的外氧化層。因此，GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下形成具有更好抗氧化性、穩(wěn)定的Cr2O3外氧化層，即較高的Cr/Fe比是GH984G合金表面形成具有更好保護性的單一、穩(wěn)定Cr2O3外氧化層的原因。

2.3氧化層表面特征

GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后，氧化層表面形貌的SEM像如圖3所示。從圖3a可以看出，經(jīng)100 h氧化后樣品表面已形成完整的氧化層，但氧化層仍呈現(xiàn)出樣品制備過程中留下的打磨痕跡，表明氧化層較薄。從圖3b可以看出，長度約200 nm的針片狀氧化物細(xì)密、均勻地分布于氧化層表面，呈絨毛狀。EDS分析發(fā)現(xiàn)這層較薄的氧化層表面富Cr，盡管表面已形成完整氧化層，但較薄的氧化層使EDS分析仍受基體成分影響，氧化層中的Fe、Ni含量較高，如表1所示。結(jié)合XRD分析可知，針片狀氧化物為Cr2O3。與粒狀氧化物相比，針片狀氧化物更易于形成致密的氧化層，降低O2-的內(nèi)擴散速率。從圖3c和d可見，300 h氧化后針片狀氧化物顯著長大，但氧化層仍能觀察到打磨痕跡且樣品表面沿打磨痕跡出現(xiàn)隨機分布的由胞狀氧化物組成的氧化物帶。同時，在胞狀氧化物表面還觀察到針片狀氧化物，表明針片狀氧化物團聚化形成胞狀氧化物。EDS分析發(fā)現(xiàn)氧化層中Cr含量顯著提高，F(xiàn)e、Ni含量顯著降低，表明氧化層富Cr且氧化層較薄使EDS分析仍受基體成分影響。同時，由于胞狀氧化物處氧化層較厚，受基體影響較小，EDS分析發(fā)現(xiàn)胞狀氧化物中Cr含量顯著高于氧化層中Cr含量，F(xiàn)e、Ni含量顯著降低。結(jié)合XRD分析可知，胞狀氧化物也為Cr2O3。500 h氧化后樣品表面出現(xiàn)大量的胞狀Cr2O3且胞狀氧化物開始相互連接形成局部連續(xù)、致密的Cr2O3外氧化層，且氧化層中Cr含量進一步升高，而只含有少量Fe、Ni。從圖3g和h可見，1000 h氧化后樣品表面形成連續(xù)的胞狀Cr2O3外氧化層，但仍能觀察到打磨痕跡，EDS分析表明外氧化層具有高Cr含量，F(xiàn)e、Ni含量進一步降低。從圖3i和j可見，2000 h氧化后樣品表面形成連續(xù)的Cr2O3外氧化層，打磨痕跡消失，外氧化層Cr含量進一步提高。

圖3

圖3GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后表面形貌的SEM像

Fig.3Low (a, c, e, g, i) and high (b, d, f, h, j) magnified surface SEM images of scales formed on GH984G alloy oxidized at 700 ℃ for 100 h (a, b), 300 h (c, d), 500 h (e, f), 1000 h (g, h) and 2000 h (i, j)

表1GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后氧化層表面成分EDS分析

Table 1EDS analyses of chemical compositions of the surface oxidation of GH984G alloy after oxidation at 700 ℃ for different time

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由此可見，GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化時表面氧化層特征的轉(zhuǎn)變規(guī)律為：首先在表面形成針片狀Cr2O3，隨后針片狀Cr2O3團聚化形成胞狀氧化物；進一步延長氧化時間，胞狀Cr2O3相互連接形成連續(xù)、致密的Cr2O3外氧化層。團聚化驅(qū)動力為針片狀向胞狀轉(zhuǎn)變引起表面能降低導(dǎo)致的體系整體自由能降低。當(dāng)氧化時間較短時，由于氧化層較薄，EDS分析受基體影響，表面氧化層富Cr，但能觀察到Fe、Ni、Mo、Al、Ti。隨氧化時間延長，Cr含量顯著升高，Ti含量略微升高后基本保持不變，而2000 h氧化后樣品表面已形成致密、連續(xù)的Cr2O3外氧化層且氧化層厚度的增加使基體對EDS分析的影響減小，氧化層中Fe、Ni、Mo和Al含量幾乎可以忽略，這進一步表明外氧化層為Cr2O3，起始階段氧化層中含有Fe、Ni、Mo和Al為基體的影響。

2.4氧化層截面特征

700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后的氧化層截面形貌的SEM像如圖4所示。可以看出，GH984G合金氧化100 h后樣品表面已形成連續(xù)的厚度約為0.8 μm的灰色氧化層，但氧化層厚度均勻性較差且氧化層表面較為疏松(圖4a)。氧化1000 h后，灰色外氧化層的厚度約為1.6 μm，外氧化層的致密度和均一性顯著改善，形成連續(xù)致密的外氧化層；此外，在灰色氧化層下形成了明顯的內(nèi)氧化區(qū)域，內(nèi)氧化區(qū)域氧化物沿晶界呈根狀分布，深度約為1.3 μm (圖4b)。這種根狀分布的氧化物可以降低O2-沿晶界的擴散速率且增加氧化層與基體的結(jié)合力，從而降低內(nèi)氧化速率和氧化層脫落傾向。氧化2000 h后，外氧化層厚度增加到1.9 μm左右，內(nèi)氧化深度增加到2.2 μm左右，內(nèi)氧化層生長速率大于外氧化層(圖4c)。由此可知，GH984G合金氧化層的形成順序為：氧化初期形成灰色的外氧化層，隨著氧化時間的延長，氧化層逐漸致密化且厚度均一化，隨后，在灰色氧化層下形成根狀內(nèi)氧化層，同時，隨著氧化時間的延長，外氧化層厚度的增加速率顯著降低，表明合金的氧化速率顯著降低。

圖4

圖4GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化不同時間后截面形貌的SEM像

Fig.4Cross-section SEM images of GH984G alloy oxidized at 700 ℃ for 100 h (a), 1000 h (b) and 2000 h (c)

圖5所示為700 ℃蒸汽條件下氧化2000 h后的氧化層截面形貌和元素分布。由圖可知，合金的氧化層為簡單的雙層結(jié)構(gòu)，外氧化層是一層連續(xù)、致密且均勻的氧化產(chǎn)物，無裂紋出現(xiàn)，與基體有清晰的界面，基體內(nèi)部出現(xiàn)了根狀內(nèi)氧化。外氧化層富Cr和O，含有少量的Ti。外氧化層和基體界面處存在不連續(xù)的富Al的氧化物。基體內(nèi)部出現(xiàn)的根狀內(nèi)氧化產(chǎn)物富Al和O。此外，EDS分析還發(fā)現(xiàn)，在外表面的凸起處富Ti和O，整個氧化層貧Fe、Ni、Nb和Mo。

圖5

圖5GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化2000 h后的截面形貌和元素面分布

Fig.5Cross-section SEM image and element distributions of GH984G alloy oxidized in steam at 700 ℃ for 2000 h

圖6所示為GH984G合金700 ℃蒸汽條件下氧化2000 h后垂直于基體與氧化層界面條件下合金元素的線分布特征。可以看出，與面分布特征相似，外氧化層富Cr且含有少量Ti，Al在外氧化層與基體界面處和根狀內(nèi)氧化層富集，整個氧化層貧Fe、Ni和Mo，同時，氧化層下基體中Cr的貧化并不明顯，表明合金氧化速率較低、氧化層較薄，同時，合金中Cr含量較高，保證了Cr元素的平衡，因此，未形成明顯的Cr貧化區(qū)。結(jié)合XRD分析可知，試樣表面的致密外層氧化物為溶解有少量Ti的Cr2O3氧化層，在連續(xù)的Cr2O3外氧化層下面分布的是具有高穩(wěn)定性的根狀A(yù)l2O3內(nèi)氧化層，根狀A(yù)l2O3內(nèi)氧化層可以降低O和Cr沿晶界的擴散并增加氧化層與基體的結(jié)合力，降低氧化速率和外氧化層剝落傾向。此外，盡管在外氧化層表面觀察到富Ti的粒狀氧化物，但因其數(shù)量較少，XRD分析未發(fā)現(xiàn)表面氧化物中Ti的氧化物，通過EDS分析確定該Ti的氧化物為TiO2。

圖6

圖6GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下氧化2000 h后的截面形貌和元素線分布

Fig.6Cross-section image and line scans of GH984G alloy after oxidiation in steam at 700 ℃ for 2000 h

綜合圖4,5,6的分析可知，GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下首先形成Cr2O3外氧化層，隨后沿晶界形成根狀A(yù)l2O3內(nèi)氧化層并在外氧化層外表面形成少量粒狀TiO2。因為合金中Cr、Fe、Ni含量較高，同時，從熱力學(xué)穩(wěn)定性分析，Cr2O3的生成自由能低于Fe2O3和NiO，所以，蒸汽氧化初期優(yōu)先形成Cr2O3外氧化層。隨著氧化過程的進行，氧化控制因素由界面控制向擴散控制轉(zhuǎn)變，在形成的Cr2O3外氧化層中，Cr3+在Cr2O3氧化層中的擴散速率大于Ni2+和Fe3+且顯著高于O2-向內(nèi)擴散速率[29]，因此，合金表面首先形成連續(xù)、致密、穩(wěn)定的Cr2O3外氧化層。水蒸氣在通過Cr2O3外氧化層時，水蒸氣中的氧分壓將會降低。隨著氧化過程的進行，Cr2O3外氧化層厚度增加，Cr2O3與基體界面處氧分壓降低將使Cr2O3無法在Cr2O3與基體界面處形成，而Al和Ti可以在較低的氧分壓下形成穩(wěn)定的Al2O3和TiO2[30,31]，因此，在熱力學(xué)上Al2O3和TiO2均可以在Cr2O3外氧化層與基體界面或Cr2O3外氧化層表面形成。Al2O3因具有最低的生成自由能，優(yōu)先在內(nèi)氧化層形成，因此，內(nèi)氧化以Al2O3為主。Ti4+在Cr2O3外氧化層中的擴散速率大于Cr3+ [24,26,31]，因此，Cr2O3外氧化層表面形成了粒狀TiO2，但合金中高Cr含量和低Ti含量使Cr2O3外氧化層表面未形成連續(xù)的TiO2氧化層，而只是少量的粒狀TiO2。高溫合金氧化過程中均觀察到TiO2分布于Cr2O3外氧化層表面或同時分布于Cr2O3外氧化層表面和內(nèi)氧化層2種情況[21,25,26,31]。GH984G合金內(nèi)氧化層卻未觀察到TiO2可能與合金低的氧化速率和Ti、Al含量相關(guān)，氧化2000 h后在晶界附近和界面處均未觀察到Al的貧化區(qū)，同時，Ti4+又?jǐn)U散到Cr2O3氧化層和Cr2O3氧化層表面，導(dǎo)致Cr2O3氧化層與基體界面處和晶界處Ti含量均顯著降低，因此，內(nèi)氧化層未觀察到TiO2的形成，TiO2僅形成于Cr2O3外氧化層表面且Ti元素富集于Cr2O3氧化層。Al3+的擴散速率顯著低于Ti4+和Cr3+，無法擴散到Cr2O3外氧化層及其表面[31]，同時由于Al的氧化速率較低，因此，Al2O3僅存在于Cr2O3外氧化層與基體界面處和晶界處。GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下優(yōu)異的抗氧化性可以歸因于連續(xù)、致密且穩(wěn)定的Cr2O3外氧化層和根狀A(yù)l2O3內(nèi)氧化層的雙層結(jié)構(gòu)。

3結(jié)論

(1) GH984G合金700 ℃蒸汽條件下的氧化行為符合拋物線規(guī)律，氧化過程受擴散控制，穩(wěn)態(tài)增重速率約為8×10-4g/(m2·h)，為完全抗氧化級，其抗蒸汽氧化性能與Ni-Co-Cr基合金IN740處于同一水平，優(yōu)于H282合金。

(2) GH984G合金表面氧化層以Cr2O3為主且隨著氧化時間的延長無明顯變化，氧化2000 h后氧化層表面出現(xiàn)少量粒狀TiO2。氧化初期氧化層表面Cr2O3為針片狀。隨著氧化時間延長，針片狀Cr2O3發(fā)生團聚現(xiàn)象，轉(zhuǎn)變?yōu)榘麪頒r2O3。進一步延長氧化時間胞狀Cr2O3發(fā)生連接，轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)的Cr2O3表面氧化層。

(3) GH984G合金氧化層為2層結(jié)構(gòu)：外氧化層為連續(xù)、致密的Cr2O3層，Cr2O3外氧化層表面分布少量粒狀TiO2；內(nèi)氧化層為根狀A(yù)l2O3氧化層。氧化初期首先在基體表面形成Cr2O3外氧化層，隨后形成根狀A(yù)l2O3內(nèi)氧化層并在Cr2O3外氧化層表面形成少量粒狀TiO2。

(4) 連續(xù)、致密且穩(wěn)定的Cr2O3外氧化層和根狀A(yù)l2O3內(nèi)氧化層的形成使GH984G合金在700 ℃蒸汽條件下具有較低氧化速率和優(yōu)異抗氧化性。

來源--金屬學(xué)報