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图 3.4 NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金在900℃下氧化100 h的XRD图谱
在日本理学D/max2000PC型X射线衍射仪上对NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金在900℃下的氧化膜进行了X-射线衍射分析，结果见图 3.4。可以看出NiAl相、HfO2相和Cr(Mo)相的特征峰比较少，A12O3相和Cr2O3相的特征峰较多，而且HfO2相的衍射强度非常低，只比背景峰大概高出了3个值。经X-射线衍射分析表明，实验合金的表面氧化膜主要由A12O3和Cr2O3以及极少量的HfO2组成。Mo的氧化物在高温下易挥发，X-射线衍射分析没有检测到Mo的氧化物，也没有发现Ho的氧化物，可能是因为Ho的含量太低，X-射线衍射仪检测不到。
3.4表面氧化膜的形貌
图 3.5 NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金900℃氧化1 h后的氧化膜表面形貌
图 3.6 NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金900℃氧化1 h后的氧化膜表面能谱图
在FEI Quanta 200 FEG 场发射扫描电子显微镜（SEM）上对NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金的氧化表面进行观察，在900℃下氧化1 h的表面形貌如图 3.5所示。
NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho共晶合金的表面氧化膜形貌与合金基体组织形貌有很好的对应关系，形成了三种典型的氧化物，结合X射线衍射分析以及能谱分析结果可以观察到，在NiAl基体相表面形成A12O3氧化膜（图3.5e，图3.6b），而Cr(Mo)相表面形成Cr2O3氧化膜（图3.5e，图3.6a），对图3.5a中的白色块状物进行局部放大如图3.5b、c、d，结合X射线衍射分析以及能谱结果可知此白色块状物是HfO2（图3.5c，图3.6c），在高倍下可以观察到Hf的氧化物比较疏松，表面存在明显地裂纹，比较容易开裂和剥落，而从图中可以看出，A12O3和Cr2O3氧化物颗粒非常细小，膜层连续致密，没有发现有开裂和剥落现象，图3.5d中有一条纵向分布的黑色条纹，经验判断其为划痕。
图 3.7 NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金900℃氧化100 h后的氧化膜表面形貌
在FEI Quanta 200 FEG 场发射扫描电子显微镜（SEM）上对NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金的氧化表面进行观察，在900℃下氧化100 h的表面形貌如图 3.7所示。
NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金在900℃下经100 h氧化后，肉眼观察合金表面氧化膜呈深灰色，与氧化1小时后的氧化膜形貌相比，合金表面氧化膜同样出现三种氧化物形貌，即A12O3、Cr2O3和HfO2，除了HfO2有明显地裂纹和剥落现象，A12O3和Cr2O3氧化物颗粒有所长大，膜层连续致密，没有发现有开裂和剥落现象，这是因为加入具有活性元素效应的Hf和稀土元素Ho，使合金表面上形成的A12O3膜晶粒变细，提高了表面氧化膜的力学性能；相(晶)界氧化所生成的氧化物对氧化膜具有钉扎作用，提高了氧化膜的抗剥落能力，从而提高了合金的抗氧化能力。由图3.7b、图3.7c和图3.5e相比可以看出，900℃下氧化100 h后，可以看到片状的A12O3明显增多，并且连续致密，如图3.7c，瘤状的Cr2O3也增厚增多，合金表面已经失去了原有的很规则的层片状结构，呈现出脊背状、颗粒状，结合氧化动力学可知，在形成氧化膜之后，氧化膜阻断了氧与基体的接触之后就只能通过扩散接触才能进一步发生氧化，而较长的氧化时间使得金属和氧通过短路扩散和固态扩散继续发生反应，同时已经生成的氧化膜进入生长阶段，继续长大，从而使氧化层厚度进一步增加，最终形成连续、致密的具有保护性的氧化层。
3.6氧化膜断面形貌与组成
图 3.8 NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金900℃氧化100 h后的断面形貌
在FEI Quanta 200 FEG 场发射扫描电子显微镜（SEM）上对NiAl-Cr(Mo)-Hf-Ho合金的表面氧化膜进行观察，其900℃下氧化100 h的断面形貌如图 3.8所示。可以观察到在900℃下氧化100 h后合金表面形成了连续致密的混合外氧化膜，主要由A12O3和Cr2O3以及极少量的HfO2组成，氧化膜膜厚约为20μm左右（图3.8）。由于表面氧化膜为A12O3和Cr2O3以及极少量的HfO2组成的混合氧化层，不同的氧化物之间存在相界，同时少量的HfO2比较疏松，容易产生裂纹，这就给氧的内扩散提供了通道，会导致短路扩散，因此产生了少量的内氧化。