2011年日本福島核事故的發(fā)生，暴露了核燃料元件包殼材料鋯合金在抵抗嚴(yán)重事故工況下性能的不足，由此提出了發(fā)展事故容錯燃料(accident tolerant fuel，ATF)的遠(yuǎn)景規(guī)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(dǎo)熱性能和抗高溫氧化性能等優(yōu)點，被認(rèn)為是比較有發(fā)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(yīng)能夠在常規(guī)腐蝕環(huán)境下長期服役，而且在事故發(fā)生的情況下具有比傳統(tǒng)鋯合金包殼更優(yōu)異的性能[2,3,4,5]。

Fe-Cr-Al合金作為傳統(tǒng)電熱合金，包括1Cr13Al14、0Cr13Al6Mo2、0Cr27Al7Mo2、APM系列、PM系列等，其使用溫度可達(dá)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(hù)性的穩(wěn)定致密Al2O3膜有關(guān)[6,7]，其中APMT (Kanthal，F(xiàn)e22Cr5Al基)合金是在APM基礎(chǔ)上添加了Mo，提高了熱強(qiáng)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(fā)現(xiàn)合金表面生成的氧化膜從外向內(nèi)分別為Fe、Cr、Al的氧化物，發(fā)生了擇優(yōu)氧化。研究[10,11,12,13,14]發(fā)現(xiàn)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(zhì)量分?jǐn)?shù)，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(qiáng)，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(fā)現(xiàn)基體中析出了細(xì)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(dǎo)致晶粒細(xì)化和再結(jié)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(qiáng)度等力學(xué)性能也有改善作用[18]。由此可見，F(xiàn)e-Cr-Al合金在高溫環(huán)境下不僅具有優(yōu)良的抗氧化性能，還具有適中的力學(xué)性能。而Nb是Fe-Cr-Al合金中重要的合金化元素，目前，關(guān)于Nb對Fe-Cr-Al合金在模擬核反應(yīng)堆正常工況下耐腐蝕性能的研究較少，其腐蝕機(jī)理也是一個值得深入研究的問題。

模擬核反應(yīng)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(jīng)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(fā)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(jié)果與設(shè)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。

采用800~2000號水砂紙對樣品進(jìn)行打磨，機(jī)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(tài)高壓釜中進(jìn)行腐蝕實驗，總的腐蝕時間達(dá)1000 h。高壓釜腐蝕實驗時，定期降溫開釜，留取樣品進(jìn)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?jǐn)?shù))。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(jié)構(gòu)，確定合金中的物相；用配有電子背散射衍射(EBSD)系統(tǒng)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(tǒng)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(qū)電子衍射(SAED)分析物相的晶體結(jié)構(gòu)。氧化膜橫截面TEM觀察時，先利用高角環(huán)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(jié)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(shù)量逐漸減少，說明Nb有細(xì)化晶粒的作用。表2列出了4種合金的XRD特征峰參數(shù)和晶格常數(shù)的平均值(a?)。由圖1和表2可知，合金基體均為α-Fe，晶格常數(shù)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(biāo)準(zhǔn)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(dāng)這些元素置換Fe后會導(dǎo)致晶格畸變，使合金的晶格常數(shù)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(shù)變大。隨著Nb含量的增加，晶格常數(shù)逐漸變大，XRD特征峰逐漸向左偏移。

圖1   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金的XRD譜

圖2   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金晶粒晶界的EBSD像

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

圖3為Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金中典型第二相的TEM像、SAED花樣和EDS結(jié)果。根據(jù)SAED花樣和EDS結(jié)果，表3總結(jié)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(jié)構(gòu)Cr23C6和正交結(jié)構(gòu)(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(yīng)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(yīng)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(jié)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(nèi)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(nèi)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(xì)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   Fe22Cr5Al3Mo-xNb合金中典型第二相粒子的TEM明場像、SAED花樣和EDS結(jié)果

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

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(guān)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(fā)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(dǎo)致腐蝕前期的增重曲線不是單調(diào)變化，而是呈現(xiàn)有增有減的情況，無明顯規(guī)律性；另外，作為ATF包殼材料，更關(guān)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(nèi)，隨著腐蝕時間的增加，腐蝕增重總體呈單調(diào)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(nèi)，遠(yuǎn)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(jié)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   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(guān)系

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(jié)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(xiàn)一定程度的堆垛生長狀態(tài)，腐蝕過程中氧化物晶粒在不斷長大，形態(tài)也發(fā)生了變化。

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

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   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(qū)域)

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(jié)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(chǎn)物引起的分層現(xiàn)象，氧化膜從外向內(nèi)依次是Fe、Cr、Al的氧化物；0Nb合金的Cr氧化物層中發(fā)現(xiàn)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(xiàn)象更明顯；1.0Nb合金O/M界面處Mo的偏聚現(xiàn)象比0Nb合金的明顯(圖7d和8d)。根據(jù)SAED花樣分析可知，0Nb合金中Fe的氧化物為hcp-Fe2O3和四方結(jié)構(gòu)(t)的Fe2O3；1.0Nb合金中Fe的氧化物為t-Fe2O3和單斜結(jié)構(gòu)(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(xù)，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   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(jié)果

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(jié)果。從EDS結(jié)果可知，與腐蝕3 h的結(jié)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(xiàn)象，氧化膜從外向內(nèi)依次是Fe、Cr、Al的氧化物；發(fā)現(xiàn)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(xiàn)象更明顯；1.0Nb合金O/M界面處Mo的偏聚現(xiàn)象比0Nb合金的明顯(圖9d和10d)。根據(jù)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(jié)構(gòu)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(xiàn)了尖晶石結(jié)構(gòu)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(xù)，明顯發(fā)生了Al的內(nèi)氧化現(xiàn)象；而1.0Nb合金基體中并未發(fā)現(xiàn)Al的氧化物，其O/M界面處Al的氧化膜連續(xù)且厚度均勻；2種合金Fe的氧化膜層都未產(chǎn)生裂紋(圖9a和10a)。

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(jié)果

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(jié)果

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(jié)果

3 分析討論

添加Nb對合金顯微組織的影響主要包括細(xì)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(jié)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(jié)果也表明添加Nb后合金中形成細(xì)小的析出相，阻礙晶界的遷移，導(dǎo)致合金晶粒的細(xì)化。李江[19]和劉兆彬[14]研究認(rèn)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(nèi)依次是Fe、Cr、Al的氧化物，這與張志剛等[9]的研究結(jié)果一致。相關(guān)研究[9,20,21]指出，F(xiàn)e-Cr-Al合金的氧化成膜機(jī)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(kuò)散性有關(guān)，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(nèi)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(fā)生O2-、Al3+的擴(kuò)散氧化反應(yīng)。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(xù)，厚度更均勻，沒有發(fā)現(xiàn)內(nèi)氧化的現(xiàn)象，說明合金中添加Nb能夠促進(jìn)均勻且連續(xù)的鋁氧化膜的生成，降低合金的氧化速率。關(guān)于合金化元素對合金氧化膜顯微組織的影響，相關(guān)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(nèi)生長的現(xiàn)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(xiàn)象相一致；而添加活性元素如Y、Ce等之后，Y、Ce能夠向外擴(kuò)散并在Al2O3晶界上富集，抑制Al向外擴(kuò)散，使氧化反應(yīng)以O(shè)向內(nèi)擴(kuò)散為主，降低了合金的氧化速率，同時氧化反應(yīng)在O/M界面上發(fā)生，降低了氧化膜的生長應(yīng)力，從而形成附著性較好的氧化膜。Kitaoka[24]通過模擬計算，認(rèn)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(kuò)散的驅(qū)動力。游彭飛[25]研究指出，Nb降低合金氧化速率主要表現(xiàn)在改變氧化膜的生長方式，由原來的以金屬向外擴(kuò)散為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐設(shè)向內(nèi)擴(kuò)散為主。Nb也能夠穩(wěn)定Ti-Al合金在高溫空氣中形成的TiN相，從而抑制Ti與O結(jié)合，降低氧化速率[26]。

由此，對于本工作中添加Nb能夠促進(jìn)均勻且連續(xù)的鋁氧化膜的形成，主要可以通過以下2方面進(jìn)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(shù)量增加，促進(jìn)了合金中Cr、Al沿著晶界向外擴(kuò)散與O結(jié)合形成連續(xù)的氧化膜，O/M界面處連續(xù)且致密的鋁氧化膜形成后抑制了原子或離子的進(jìn)一步擴(kuò)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(kuò)散的速率相對較慢，不能與快速到達(dá)O/M界面處的O充分結(jié)合，導(dǎo)致O擴(kuò)散進(jìn)入基體中發(fā)生氧化反應(yīng)，同時擴(kuò)散到O/M界面處的Al濃度較低，不能形成連續(xù)的鋁氧化膜，導(dǎo)致鋁氧化膜呈不連續(xù)分布狀態(tài)。相關(guān)研究[27]也指出，合金晶粒越細(xì)小，作為金屬原子擴(kuò)散通道的晶界數(shù)量越多，從而加快金屬原子向外擴(kuò)散，導(dǎo)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(jù)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(jù)Fe原子的位置導(dǎo)致晶格變大，促進(jìn)原子半徑較小的Cr、Al向外擴(kuò)散與O結(jié)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(nèi)擴(kuò)散，降低氧化速率。張鐵邦等[28]研究也表明，Nb、Mo具有協(xié)同作用，易在O/M基體交界處聚集形成擴(kuò)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(jié)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(xì)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(huán)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(xiàn)象，氧化膜從外向內(nèi)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(xiàn)象更明顯。不含Nb合金的O/M界面處沒有形成連續(xù)的鋁氧化膜，呈分散狀態(tài)，在基體和鉻氧化物層中都生成了鋁氧化物顆粒，發(fā)生Al的內(nèi)氧化現(xiàn)象；添加Nb能夠抑制Al的內(nèi)氧化，促進(jìn)均勻連續(xù)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。