錢月1, 孫蓉蓉1, 張文懷1, 姚美意,1, 張金龍1, 周邦新1, 仇云龍2, 楊健3, 成國光4, 董建新5 1. 上海大學材料研究所 上海 200072 2. 中興能源裝備有限公司 海門 226126 3. 上海大學材料科學與工程學院省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室 上海 200444 4. 北京科技大學鋼鐵冶金新技術國家重點實驗室 北京 100083 5. 北京科技大學材料科學與工程學院 北京 100083

2011年日本福島核事故的發生，暴露了核燃料元件包殼材料鋯合金在抵抗嚴重事故工況下性能的不足，由此提出了發展事故容錯燃料(accident tolerant fuel，ATF)的遠景規劃[1]。Fe-Cr-Al合金因具有適中的熱中子吸收截面、與UO2的相容性好、良好的導熱性能和抗高溫氧化性能等優點，被認為是比較有發展前景的ATF包殼材料。Fe-Cr-Al合金作為新型核燃料包殼材料，應能夠在常規腐蝕環境下長期服役，而且在事故發生的情況下具有比傳統鋯合金包殼更優異的性能[2,3,4,5]。

Fe-Cr-Al合金作為傳統電熱合金，包括1Cr13Al14、0Cr13Al6Mo2、0Cr27Al7Mo2、APM系列、PM系列等，其使用溫度可達1200 ℃以上，具有較好的抗高溫氧化性能，這主要與該類合金能夠形成具有保護性的穩定致密Al2O3膜有關[6,7]，其中APMT (Kanthal，Fe22Cr5Al基)合金是在APM基礎上添加了Mo，提高了熱強度和抗蠕變性能[8]。張志剛等[9]通過研究Fe-Cr-Al合金在1000 ℃下的氧化行為，發現合金表面生成的氧化膜從外向內分別為Fe、Cr、Al的氧化物，發生了擇優氧化。研究[10,11,12,13,14]發現Nb、Mo、Y、Ti等合金元素對Fe-Cr-Al合金的耐腐蝕性能或抗氧化性能具有顯著影響。劉繼明和梁建宇[12]研究了Mo、Nb等合金元素對鐵素體不銹鋼耐腐蝕性能的影響，其中添加Nb (<0.25%，質量分數，下同)可以提高其抗大氣腐蝕性能，而添加Mo (≤5.0%)可以提高其抗點蝕性能。另外，Nb、Ti對C、N元素的親和性比Cr元素更強，添加適量的Nb、Ti等元素能夠有效固定合金中的C、N原子，避免其與Cr生成Cr23C6第二相，從而提高材料的耐腐蝕性能[13]。劉兆彬[14]研究了Nb對00Cr12Ti鐵素體不銹鋼顯微組織和性能的影響，發現基體中析出了細小的Fe2Nb型Laves相和Nb(C, N)相，Cr的碳化物基本消失，TiN析出相的尺寸減小。含Nb第二相的析出阻礙了晶界遷移，導致晶粒細化和再結晶溫度升高[15,16]；Fe2Nb第二相的析出也有利于提高鐵素體不銹鋼的抗高溫氧化性能[17]。同時，在Fe-Cr-Al合金中添加Nb、Mo對合金的拉伸性能、高溫強度等力學性能也有改善作用[18]。由此可見，Fe-Cr-Al合金在高溫環境下不僅具有優良的抗氧化性能，還具有適中的力學性能。而Nb是Fe-Cr-Al合金中重要的合金化元素，目前，關于Nb對Fe-Cr-Al合金在模擬核反應堆正常工況下耐腐蝕性能的研究較少，其腐蝕機理也是一個值得深入研究的問題。

模擬核反應堆正常工況下高溫高壓水或過熱蒸汽中的腐蝕實驗一般選用360 ℃、18.6 MPa、0.01 mol/L LiOH水溶液，360 ℃、18.6 MPa去離子水，400 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽，或500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽等條件。本工作研究了Nb對Fe-Cr-Al合金顯微組織及在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中耐腐蝕性能的影響。

1 實驗方法

以商用APMT合金成分為參考，添加不同含量的Nb制備Fe22Cr5Al3Mo-xNb (x=0、0.5、1.0、2.0，%)合金，分別簡稱為0Nb、0.5Nb、1.0Nb和2.0Nb合金。采用真空非自耗電弧爐熔煉合金樣品，鑄錠重約60 g，鑄錠經1000 ℃熱壓、1050 ℃下30 min均勻化處理、1000 ℃下30 min熱軋、850 ℃下30 min退火、溫軋等加工工藝后，獲得1.5 mm厚的條狀樣品，最終采用850 ℃、30 min退火。用電感耦合等離子體原子發射光譜(IC-PAES)分析合金中Cr、Al、Mo和Nb的含量，用CS 600CR型碳硫測定儀分析合金中C的含量，用TC-436型氮氧測定儀分析合金中N的含量。主要合金化元素Cr、Al、Mo和Nb含量的分析結果與設計成分比較吻合，C含量在0.022%~0.036%之間，N含量在0.0039%~0.0089%之間，如表1所示。

表1   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金的成分 (mass fraction / %)

Table 1  Chemical compositions of the Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloys (mass fraction / %)

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采用800~2000號水砂紙對樣品進行打磨，機械拋光，無水乙醇清洗、去離子水沖洗并烘干，得到尺寸為10 mm×10 mm×1 mm的腐蝕樣品。將制備好的樣品放在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽條件下的靜態高壓釜中進行腐蝕實驗，總的腐蝕時間達1000 h。高壓釜腐蝕實驗時，定期降溫開釜，留取樣品進行分析，其中每個時間點的腐蝕增重用感量為0.01 mg的電子天平稱量，每個試樣稱量3次，腐蝕增重取3~5個平行樣品的平均值。將合金樣品打磨到60 μm厚，沖出直徑為3 mm的小圓片，再用雙噴電解拋光的方法制備透射電子顯微鏡(TEM)觀察用樣品，拋光條件為直流電壓30 V，溫度-30 ℃，電解拋光液成分為95%C2H5OH+5%HClO4 (體積分數)。采用HELIOS-600i型聚焦離子束(FIB)制備氧化膜橫截面的TEM樣品。采用D/MAX2500 V+/PC型X射線衍射儀(XRD)分析合金的晶體結構，確定合金中的物相；用配有電子背散射衍射(EBSD)系統的Apollo 300掃描電鏡(SEM)觀察合金的顯微組織；采用HELIOS-600i雙束型FIB系統通過二次電子像觀察腐蝕后氧化膜外表面形貌；采用裝備有INCA能譜儀(EDS)的JEM-2010F型或JEM-2100F TEM觀察分析合金及腐蝕后合金氧化膜橫截面的顯微組織、第二相的形貌和成分，通過選區電子衍射(SAED)分析物相的晶體結構。氧化膜橫截面TEM觀察時，先利用高角環形暗場(HAADF)探測器在掃描透射模式下拍攝氧化膜橫截面的HAADF像，再在TEM模式下觀察氧化膜的顯微組織。

2 實驗結果

2.1 合金顯微組織

圖1和2分別為合金的XRD譜和晶粒晶界EBSD圖。從圖2可以看出，合金晶粒為等軸晶，添加Nb后合金平均晶粒尺寸從33.7 μm減小到14.9 μm，大尺寸晶粒數量逐漸減少，說明Nb有細化晶粒的作用。表2列出了4種合金的XRD特征峰參數和晶格常數的平均值($\stackrel{\text{?}}{?}$)。由圖1和表2可知，合金基體均為α-Fe，晶格常數分別為a0Nb=0.28747 nm，a0.5Nb=0.28758 nm，a1.0Nb=0.28786 nm，a2.0Nb=0.28935 nm，比bcc標準Fe (PDF:89-5291)的a值(0.28664 nm)略大，這是因為一方面Nb、Mo、Cr、Al、Fe的原子半徑分別為0.208、0.201、0.185、0.182、0.172 nm，Nb、Mo、Cr、Al的原子半徑都比Fe的大，當這些元素置換Fe后會導致晶格畸變，使合金的晶格常數變大；另一方面，C、N等以間隙原子的形式存在，也會使其晶格常數變大。隨著Nb含量的增加，晶格常數逐漸變大，XRD特征峰逐漸向左偏移。

圖1

圖1   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金的XRD譜

Fig.1   XRD spectra of Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloys

圖2

圖2   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金晶粒晶界的EBSD像

Fig.2   EBSD images of grain boundaries of Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloys

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(a) 0Nb (b) 0.5Nb (c) 1.0Nb (d) 2.0Nb

表2   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金的XRD特征峰參數(θ，d)和晶格常數平均值(ā)

Table 2  XRD characteristic peak parameters (θ, d) and average lattice constant (ā) of Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloy

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圖3為Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金中典型第二相的TEM像、SAED花樣和EDS結果。根據SAED花樣和EDS結果，表3總結了不同成分合金中典型第二相的信息。從圖3和表3可知，0Nb合金中第二相主要有2種：分別是fcc結構Cr23C6和正交結構(o) Fe3C；含Nb合金中的第二相主要有3種：分別是hcp-Cr2Nb、hcp-Fe2Nb和fcc-NbC。Cr2Nb和Fe2Nb 2種第二相中Mo含量明顯高于合金中的Mo含量，說明一部分Mo也參與形成Laves相，應該為Cr2(Nb, Mo)和Fe2(Nb, Mo)第二相；由于NbC和NbN晶格類型相同，C、N相互置換，NbC型第二相應該為Nb(C, N)第二相。與0Nb合金相比，含Nb合金中析出了MX相Nb(C, N)，減少了Cr與C的結合，同時還析出了Fe2(Nb, Mo)和Cr2(Nb, Mo)型Laves相。Cr23C6第二相的尺寸為500~800 nm，主要在晶界析出；Fe3C第二相的尺寸約為200 nm，在晶內和晶界處都有分布。Cr2Nb型Laves相呈橢球狀，主要在晶界處析出，尺寸約為500 nm，隨著Nb含量的增加，第二相尺寸變化不明顯；Fe2Nb型Laves相在晶內和晶界處析出，尺寸為0.15~2 μm，呈長棒狀，隨著Nb含量的增加，第二相尺寸明顯增大；Nb(C, N)第二相比較細小，尺寸小于200 nm，隨Nb含量的增加，第二相尺寸變化不大。

圖3

圖3   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金中典型第二相粒子的TEM明場像、SAED花樣和EDS結果

Fig.3   TEM bright field images of the second phase particles (SPPs) of 0.5Nb (a1), 0Nb (a2, a3), 1.0Nb (a4) and 2.0Nb (a5, a6), and SAED patterns (b1~b5) and EDS results (c1~c5) corresponding to the P1~P5 typical SPPs respectively in Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloys

表3   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金中幾種典型第二相尺寸統計 (nm)

Table 3  Size statistics of the typical SPPs in Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloys (nm)

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2.2 腐蝕增重

圖4為4種合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中的腐蝕增重曲線和腐蝕增重與Nb含量的關系。由于腐蝕前期樣品重量變化很小，在稱量過程中存在較大誤差；同時腐蝕前期氧化膜未完全成膜，氧化膜生長存在溶解與成膜相伴發生的過程，測得的腐蝕溶液成分(mg/L)為：Fe 0.025，Cr 0.0014，Al 0.0094，Mo 0.33，Nb<0.005，Ni 0.01，導致腐蝕前期的增重曲線不是單調變化，而是呈現有增有減的情況，無明顯規律性；另外，作為ATF包殼材料，更關注的是其長期腐蝕行為，所以本工作只給出了腐蝕250~1000 h的增重變化曲線。在這個腐蝕時間內，隨著腐蝕時間的增加，腐蝕增重總體呈單調上升的趨勢，但腐蝕1000 h后樣品的增重仍較小，在10 mg/dm2以內，遠低于同釜腐蝕的N18 (Zr-1Sn-0.35Nb-0.3Fe-0.1Cr)鋯合金樣品的腐蝕增重(腐蝕500 h的增重為304.53 mg/dm2)。從腐蝕1000 h的結果(圖4b)可知，添加0.5%Nb對合金耐腐蝕性能的影響不大，而添加1.0%以上的Nb則可以改善合金的耐腐蝕性能，并隨著Nb含量的增加，改善作用增大。

圖4

圖4   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中的腐蝕增重曲線和腐蝕增重與Nb含量的關系

Fig.4   Mass gain curves of Fe22Cr5Al3Mo-xNb alloys corroded in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam (a), and the relationship between corrosion mass gain after 1000 h exposure and Nb content (b)

2.3 氧化膜外表面的顯微形貌

為了分析氧化膜的演化過程，本工作研究了0Nb合金和1.0Nb合金分別腐蝕3、500和1000 h的氧化膜顯微組織。因0.5Nb合金和2.0Nb合金氧化膜的顯微組織演化過程與1.0Nb類似，所以本工作只給出了1.0Nb合金氧化膜的顯微組織分析結果。圖5為0Nb和1.0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕不同時間的氧化膜外表面SEM像。可以看出，隨著腐蝕時間的增加，2種合金的氧化物晶粒尺寸不斷增大；對比不同Nb含量的氧化膜形貌可知，在腐蝕早期(腐蝕3 h)，0Nb合金的氧化物晶粒尺寸明顯大于1.0Nb合金的氧化物，但隨著腐蝕時間的增加(腐蝕500和1000 h)，2種合金氧化物晶粒大小相差不大，都呈現一定程度的堆垛生長狀態，腐蝕過程中氧化物晶粒在不斷長大，形態也發生了變化。

圖5

圖5   0Nb和1.0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕不同時間氧化膜外表面SEM像

Fig.5   SEM images of oxide films formed on the 0Nb (a1~a3) and 1.0Nb (b1~b3) alloys after corrosion in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam for 3 h (a1, b1), 500 h (a2, b2) and 1000 h (a3, b3)

2.4 氧化膜橫截面的顯微組織

圖6為0Nb和1.0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕3和500 h后氧化膜橫截面的HAADF像。從氧化膜厚度來看，腐蝕3 h時，0Nb合金和1.0Nb合金氧化膜厚度分別約為0.25和0.30 μm；腐蝕500 h時，0Nb合金和1.0Nb合金氧化膜厚度分別約為0.60和0.48 μm，即使腐蝕500 h，2種合金的氧化膜仍然很薄，不到1 μm。長期腐蝕后，1.0Nb合金的氧化膜比0Nb合金薄一些，說明添加1.0%Nb降低了氧化膜的生長速率。與0Nb合金相比，1.0Nb合金氧化膜厚度更均勻，氧化膜/金屬(O/M)界面更平整，說明添加Nb后氧化膜不同位置的氧化速率趨于一致。

圖6

圖6   0Nb和1.0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕不同時間后氧化膜橫截面的HAADF像(圖6b中三角位置是氧化膜局部破裂區域)

Fig.6   HAADF images of the cross-sectional oxide films formed on the 0Nb (a, c) and 1.0Nb (b, d) alloys after corrosion in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam for 3 h (a, b) and 500 h (c, d)

圖7和8分別為0Nb合金和1.0Nb合金腐蝕3 h的氧化膜橫截面顯微組織和成分分析結果。從氧化膜的成分分布可以看出，氧化膜橫截面不同厚度處的主要氧化物不同，即2種合金的氧化膜都存在由不同氧化產物引起的分層現象，氧化膜從外向內依次是Fe、Cr、Al的氧化物；0Nb合金的Cr氧化物層中發現有Al氧化物顆粒，而1.0Nb合金中不同氧化物之間的界面更清晰，分層現象更明顯；1.0Nb合金O/M界面處Mo的偏聚現象比0Nb合金的明顯(圖7d和8d)。根據SAED花樣分析可知，0Nb合金中Fe的氧化物為hcp-Fe2O3和四方結構(t)的Fe2O3；1.0Nb合金中Fe的氧化物為t-Fe2O3和單斜結構(m)的Fe2O3，Cr的氧化物為o-Cr5O12 (圖7b和8b)。2種合金在O/M界面處都有鋁氧化膜生成，1.0Nb合金氧化膜中的鋁氧化物層比0Nb合金的連續，但是1.0Nb合金鐵氧化膜層中的裂紋比0Nb合金的多(圖7a和8a)。

圖7

圖7   0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕3 h的氧化膜橫截面顯微組織和成分分析結果

Fig.7   HAADF image (a), TEM image and SAED patterns (insets) (b), EDS line scans corresponding line 1 in Fig.7a (c) and EDS plane scans (d) of the cross-sectional oxide film formed on 0Nb alloy after 3 h corrosion in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam (O/M—oxide film/metal)

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圖9和10分別為0Nb合金和1.0Nb合金腐蝕500 h氧化膜橫截面的顯微組織和成分分析結果。從EDS結果可知，與腐蝕3 h的結果相比，2種合金的氧化膜厚度有所增加；與腐蝕3 h的情況相似，氧化膜橫截面不同厚度處的主要氧化物不同，即2種合金的氧化膜也都存在分層現象，氧化膜從外向內依次是Fe、Cr、Al的氧化物；發現0Nb合金基體和Cr氧化物層中都生成了Al氧化物顆粒，而1.0Nb合金中不同氧化物之間的界面清晰，分層現象更明顯；1.0Nb合金O/M界面處Mo的偏聚現象比0Nb合金的明顯(圖9d和10d)。根據SAED花樣分析可知，0Nb合金中Fe的氧化物為t-Fe2O3，Al的氧化物為單斜結構的θ-Al2O3；1.0Nb合金中Fe的氧化物為fcc β-Fe2O3，Al的氧化物為hcp α-Al2O3，同時出現了尖晶石結構的FeCr2O4 (圖9b和10b)。2種合金在O/M界面處都有Al的氧化膜生成，0Nb合金O/M界面處生成的Al的氧化膜不連續，明顯發生了Al的內氧化現象；而1.0Nb合金基體中并未發現Al的氧化物，其O/M界面處Al的氧化膜連續且厚度均勻；2種合金Fe的氧化膜層都未產生裂紋(圖9a和10a)。

圖8

圖8   1.0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕3 h的氧化膜橫截面顯微組織和成分分析結果

Fig.8   HAADF image (a), TEM image and SAED patterns (insets) (b), EDS line scans corresponding line 2 in Fig.8a (c) and EDS plane scans (d) of the cross-sectional oxide film formed on 1.0Nb alloy after 3 h corrosion in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam

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圖9

圖9   0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕500 h的氧化膜橫截面顯微組織和成分分析結果

Fig.9   HAADF image (a), TEM image and SAED patterns (insets) (b), EDS line scans corresponding Line 3 in Fig.9a (c) and EDS plane scans (d) of the cross-sectional oxide film formed on 0Nb alloy after 500 h corrosion in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam

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圖10

圖10   1.0Nb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕500 h的氧化膜橫截面顯微組織和成分分析結果

Fig.10   HAADF image (a), TEM image and SAED patterns (insets) (b), EDS line scans corresponding line 4 in Fig.10a (c) and EDS plane scans (d) of the cross-sectional oxide film formed on 1.0Nb alloy after 500 h corrosion in 500 ℃, 10.3 MPa superheated steam

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3 分析討論

添加Nb對合金顯微組織的影響主要包括細化了合金的晶粒，同時在合金中析出含Nb的第二相，減少了鉻碳化物的生成，這與李鑫等[13]和劉兆彬[14]的研究結果一致。顏海濤等[16]研究了Nb對0Cr11鐵素體不銹鋼顯微組織和性能的影響，結果也表明添加Nb后合金中形成細小的析出相，阻礙晶界的遷移，導致合金晶粒的細化。李江[19]和劉兆彬[14]研究認為鐵素體不銹鋼基體中部分以固溶形式存在的Nb能對晶界起到拖拽作用，也能抑制晶粒的長大。

2種合金的氧化膜分層比較明顯，氧化膜從外向內依次是Fe、Cr、Al的氧化物，這與張志剛等[9]的研究結果一致。相關研究[9,20,21]指出，Fe-Cr-Al合金的氧化成膜機制為氧化初期Fe、Cr、Al形成各自的氧化物，各種氧化物的生成量與各組元在合金表面的分布比例和擴散性有關，而合金基體中主要為Fe，所以合金表面生成最多的是鐵氧化物；由于在Al、Cr、Fe的3種氧化物中，鐵氧化物與合金界面處的氧分壓最高，Al2O3的氧分壓最低，在Al2O3、Cr2O3與合金界面處都不利于新的鐵氧化物生成，但是Cr2O3、鐵氧化物與合金界面處可以形成Al2O3，所以合金氧化膜從外向內依次為Fe、Cr、Al的氧化物；腐蝕一段時間較厚氧化膜形成后，發生O2-、Al3+的擴散氧化反應。含Nb合金的氧化膜厚度比不含Nb合金的更均勻，在O/M界面處，1.0Nb合金中形成的Al氧化膜比0Nb合金的更連續，厚度更均勻，沒有發現內氧化的現象，說明合金中添加Nb能夠促進均勻且連續的鋁氧化膜的生成，降低合金的氧化速率。關于合金化元素對合金氧化膜顯微組織的影響，相關研究[22,23]指出，未添加其它合金元素的Fe-Cr-Al合金氧化膜中將同時存在Al2O3外生長和內生長的現象，這與本工作觀察到的不含Nb合金在基體和鉻氧化物層中都生成了鋁氧化物顆粒的現象相一致；而添加活性元素如Y、Ce等之后，Y、Ce能夠向外擴散并在Al2O3晶界上富集，抑制Al向外擴散，使氧化反應以O向內擴散為主，降低了合金的氧化速率，同時氧化反應在O/M界面上發生，降低了氧化膜的生長應力，從而形成附著性較好的氧化膜。Kitaoka[24]通過模擬計算，認為活性元素在Al2O3晶界上的偏聚會降低O以及Al在晶界上擴散的驅動力。游彭飛[25]研究指出，Nb降低合金氧化速率主要表現在改變氧化膜的生長方式，由原來的以金屬向外擴散為主轉變為以O向內擴散為主。Nb也能夠穩定Ti-Al合金在高溫空氣中形成的TiN相，從而抑制Ti與O結合，降低氧化速率[26]。

由此，對于本工作中添加Nb能夠促進均勻且連續的鋁氧化膜的形成，主要可以通過以下2方面進行解釋，一方面可能是，添加Nb使合金中析出含Nb第二相，抑制了晶粒的長大，使晶界數量增加，促進了合金中Cr、Al沿著晶界向外擴散與O結合形成連續的氧化膜，O/M界面處連續且致密的鋁氧化膜形成后抑制了原子或離子的進一步擴散，從而降低氧化速率；而不含Nb合金的晶粒較大，Cr、Al向外擴散的速率相對較慢，不能與快速到達O/M界面處的O充分結合，導致O擴散進入基體中發生氧化反應，同時擴散到O/M界面處的Al濃度較低，不能形成連續的鋁氧化膜，導致鋁氧化膜呈不連續分布狀態。相關研究[27]也指出，合金晶粒越細小，作為金屬原子擴散通道的晶界數量越多，從而加快金屬原子向外擴散，導致腐蝕前期氧化物增多。另一方面，以固溶形式存在于鐵基體中的Nb、Mo、Cr、Al等原子占據了原來Fe原子的位置。與不含Nb合金相比，由于Nb的原子半徑大于Fe的原子半徑，合金中添加Nb后占據Fe原子的位置導致晶格變大，促進原子半徑較小的Cr、Al向外擴散與O結合形成氧化膜，而在O/M界面處富集的Nb、Mo，能夠抑制O的向內擴散，降低氧化速率。張鐵邦等[28]研究也表明，Nb、Mo具有協同作用，易在O/M基體交界處聚集形成擴散阻擋層，阻止氧化物的形成，從而提高合金的耐腐蝕性能。

4 結論

(1) Fe22Cr5Al3Mo合金中的第二相主要為Cr23C6和Fe3C，添加Nb后析出了MX相Nb(C, N)及Cr2(Nb、Mo)、Fe2(Nb、Mo)型Laves相；同時添加Nb有細化合金晶粒的作用。

(2) 添加1.0%和2.0%的Nb可改善Fe22Cr5Al3Mo合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽環境中的耐腐蝕性能；隨著Nb含量的增加，合金腐蝕速率逐漸降低。

(3) Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金在500 ℃、10.3 MPa過熱蒸汽中腐蝕后，氧化膜橫截面存在成分分層現象，氧化膜從外向內依次是Fe、Cr、Al的氧化物。含Nb合金不同氧化物之間的界面更清晰，成分分層現象更明顯。不含Nb合金的O/M界面處沒有形成連續的鋁氧化膜，呈分散狀態，在基體和鉻氧化物層中都生成了鋁氧化物顆粒，發生Al的內氧化現象；添加Nb能夠抑制Al的內氧化，促進均勻連續的鋁氧化膜的形成，降低合金氧化速率，從而提高合金的耐腐蝕性能。

來源--金屬學報