镍基单晶高温合金具有优异的高温蠕变性能、抗氧化性能与组织稳定性，是制备先进航空发动机高压涡轮叶片等热端部件的首选材料。为了提高航空发动机的推重比，国内外的学者通过添加大量难熔元素，如W、Mo、Re、Ru等，来增强合金的固溶强化效果，提高镍基单晶高温合金的承温能力^[1]。为了保障高代次镍基单晶高温合金的组织稳定性，Cr含量已降低至2.0%~4.6% (质量分数，下同)，以避免合金在服役过程中析出大量有害拓扑密排(TCP)相。然而，这种大幅降低Cr含量的举措将直接导致合金的高温抗氧化性能显著降低^[2,3]。为了保证高代次镍基单晶叶片在近熔点工况条件下的安全服役，需要在叶片表面制备抗氧化涂层以及热障涂层^[4]。然而，在航空发动机实际服役过程中，极端高温与复杂应力会加速叶片表面涂层的失效与剥落，使合金基体直接暴露在高温氧化气氛中。因此，在提升镍基单晶高温合金高温力学性能的同时，也需兼顾合金的高温抗氧化能力，这对提高镍基单晶高温合金的承温能力尤为重要。

过去30年，国内外的学者重点关注了第一代镍基单晶合金在1000 ℃以下的高温氧化行为^[5,6]。发现，合金氧化时主要形成了连续Cr₂O₃层，有效防护合金基体发生进一步氧化^[5,6]。随着合金服役温度提高，学者们开始关注第二、三代单晶高温合金在1050和1100 ℃以及更高温度下的氧化行为^[7~9]。其中，互相固溶的CoO和NiO形成合金外表面的第一层氧化膜，而Cr₂O₃颗粒可促进内层Ni(Al, Cr)₂O₄尖晶石与致密α-Al₂O₃的形成，进而提高合金在高温下的抗氧化能力^[10]。由于镍基单晶高温合金中难熔元素Ta、W、Mo、Re的含量较高，其高温条件下的氧化行为比较复杂。Smialek等^[11]指出，CrTaO₄和NiTa₂O₆的形成可强化合金的氧化抗力。然而，当Ta在Al₂O₃层处率先反应生成Ta₂O₅时，会促使Al₂O₃层间裂纹的萌生与扩展，进而破坏Al₂O₃膜的致密度与连续性^[12]。Akhtar等^[13]在CMSX-10合金表面的氧化层中发现了难熔金属氧化物NiWO₄和NiMoO₄。Tan等^[2]指出，NiMoO₄会阻碍Cr、Ta元素反应形成尖晶石，而NiWO₄的形成会破坏Cr₂O₃与Al₂O₃层的连续性，这不利于提高合金表面氧化膜的抗氧化抗力。另外，难熔金属氧化物NiWO₄和NiMoO₄易分解形成具有挥发性的WO₃和MoO₃，从而导致氧化层变得疏松、多孔且容易剥落^[14,15]。目前，针对镍基单晶高温合金中Re元素的氧化行为鲜有报道，以往的研究更多关注于Re对其他合金元素扩散的阻碍效应以及对合金/涂层互扩散的抑制作用^[16]。综上所述，Cr、Ta元素有助于形成致密的尖晶石，进而改善合金表面氧化膜的高温抗氧化能力，而W、Mo元素不利于合金表面形成保护性氧化膜。然而，高代次镍基单晶合金中添加了大量的W、Mo元素^[17,18]，用以提高合金的高温力学性能，这会不可避免地削弱合金的抗高温氧化能力。

本文作者团队^[19]通过提高W含量，替代Re元素对单晶合金的高温强化效果，研制出了一种低成本的第三代单晶高温合金，将Re的添加量降低至3.0%。该合金在高温条件下具有与典型商用三代单晶合金CMSX-10、Rene N6相当水平的持久性能。为了更全面地评价该低成本第三代单晶合金的高温服役性能，需综合考虑合金的高温抗氧化能力。鉴于此，本工作研究了该合金在1120 ℃下的氧化行为，确定了合金表面氧化产物的演化规律与动力学行为，为后续合金成分的优化与调控提供理论依据。

实验材料为本团队研发的一种新型低成本第三代镍基单晶高温合金，其名义成分(质量分数，%)为：Al 5.8，Co 8.0，(Mo + W + Ta + Cr) 20.5，Re 3.0，Ni余量。在ZG-0.01真空感应熔炼炉中制备母合金锭，采用螺旋选晶法在ZGD-15定向凝固炉中制备[001]取向的单晶试棒(直径16 mm、长220 mm)。利用Nordlys Max3电子背散射衍射(EBSD)系统测量单晶试棒的生长取向，选择偏离[001]取向10°以内的单晶试棒进行标准热处理。热处理制度包含高温固溶处理、一级时效处理与二级时效处理，具体工艺如图1所示。

单晶试棒经标准热处理后，加工成直径14 mm、厚4 mm的圆柱试样，以备后续开展高温氧化实验。氧化实验前，利用金刚石砂纸将样品逐级打磨至2000号，并进行表面抛光、超声清洗与烘干处理，以确保样品表面保持清洁和干燥。为避免坩埚重量变化造成实验误差，将刚玉坩埚在1200 ℃下干燥48 h。采用测量精度为0.01 mg的QL-J220A电子分析天平测量样品与坩埚的共同重量(m0)。称量后，将坩埚放置于1120 ℃条件下进行氧化测试。氧化1、2、5、10、20、40、60、80、100、150和200 h时取出坩埚进行称重mt，获得氧化一段时间(t)后的氧化增重Δm' = mt-m0。每个数据取3个平行试样的平均值。其中，氧化1、5、40、100和200 h时取出中断样品，使用CRI90体视光学显微镜(OM)与XL30 ESEM电子扫描显微镜(SEM)观察样品表面的宏观形貌，并利用Smartlab X射线衍射仪(XRD，CuK_α)对样品表面的氧化产物类型进行分析。样品纵截面经金刚石砂纸打磨、抛光后，使用20 g CuSO₄ + 100 mL HCl + 5 mL H₂SO₄ + 80 mL H₂O腐蚀剂进行化学腐蚀，时间为5 s。采用MIRA 3型SEM观察样品纵截面的氧化层形貌，并利用JXA-iHP200F电子探针(EPMA)全波谱段分析氧化产物的类型。采用STA449F5高温热重分析仪进行连续氧化增重实验，升温速率为30 ℃/min，氧化气氛为混合空气，流速为100 mL/min。

实验合金在1120 ℃下非连续氧化200 h的增重曲线如图2所示。可见，试样在前5 h的氧化速率维持在较低水平(图2a)。5 h后试样的氧化增重急剧增加，直至氧化150 h后试样的氧化增重速率方才有所减缓(图2b)。总体上，合金在1120 ℃下的氧化增重维持在相对较高水平，且在氧化进行到200 h时仍未进入稳态阶段，这与部分高温合金的高温氧化增重行为存在明显区别^[8,14,20]。Qin等^[21]研究了一种高Mo含量的单晶高温合金在1100 ℃下的氧化行为，结果表明该合金在氧化约16 h后进入稳态阶段。Huang等^[20]针对一种第三代单晶合金DD32开展1100 ℃高温氧化实验，该合金在氧化50 h后氧化增重速率明显降低。Park等^[22]同时针对62种合金进行循环氧化测试，发现部分合金经10 h氧化后已经进入稳态阶段而剩余合金仍处于快速增重阶段。这种氧化增重的差异来源于不同体系合金的表面氧化膜结构与种类存在区别。下文将详细分析该合金在1120 ℃下氧化产物的演化规律与动力学行为，解释其氧化增重速率较快的原因。

图3展示了合金经1120 ℃氧化1、5、40、100和200 h后样品表面氧化产物的XRD谱，样品表面宏观形貌及氧化产物演变见图4。由图3可以看出，合金在氧化初期主要形成NiO与少量CrTaO₄，随着氧化时间的延长，CrTaO₄逐渐转换为Ta₂CrO₆和NiTa₂O₆，并生成了NiWO₄、(Ni, Co)(W, Mo)O₄等难熔金属氧化物。由图4a可见，氧化1 h时样品表面形成了较为平整的蓝绿色氧化层，并呈现出明显“十”字枝晶花样，这是由于合金的枝晶干与枝晶间区域存在元素偏析；氧化5 h时，合金不同区域的氧化程度差异减小，样品表面的“十”字枝晶花样占比显著减少；随着氧化时间延长至40 h，表面蓝绿色氧化层发生了大面积剥落；氧化100 h时，样品表面原始的蓝绿色氧化层已经完全剥落，暴露出了样品内部粗糙的复杂氧化层。氧化1 h时(图4b)，样品最外表附着一层NiO (表1)。表面NiO晶粒间存在明显晶界孔隙，这将为O元素的内扩散提供快速通道，从而促进NiO层下方继续发生氧化反应。氧化5 h时(图4c)，外层NiO晶粒的尺寸略有粗化。观察样品表面氧化膜的边缘区域，发现NiO层下方存在复杂尖晶石。结合EPMA成分分析(表1)，尖晶石Spinel A₁中几乎不含Ta元素，初步判断Spinel A₁为(Ni, Co)(Al, Cr)₂O₄型尖晶石。由于此时样品的表面仍被大量致密的NiO晶粒覆盖，因此难以直接检测出CrTaO₄、Ta₂CrO₆等富含Ta的氧化产物。氧化进行到40 h时(图4d)，样品表面NiO晶粒与尖晶石晶粒的尺寸明显增大，并且NiO层发生了大面积剥落。NiO层占比降低有2个原因：其一是反复加热与冷却造成的热应力加速了表面NiO层剥落，其二是(Ni, Co)O与内层Cr₂O₃、Al₂O₃发生反应转变为(Ni, Co)(Al, Cr)₂O₄尖晶石。与此同时，在NiO底部发现了2种不同形貌的尖晶石产物，EPMA分析测得Spinel A₁与Spinel A₂的元素含量基本一致(表1)，可确定为2者均为(Ni, Co)(Al, Cr)₂O₄尖晶石。其中，Spinel A₂的形态更加均匀致密，对O^2-的内扩散以及金属阳离子的外扩散的阻碍效果更为明显，有助于降低合金的氧化速率。然而，从图2的氧化增重曲线可看出，40 h时合金的氧化速率较快，这可能与样品表面NiO的大面积剥落以及难熔元素氧化物(Ni, Co)(W, Mo)O₄的形成有关。当氧化进行到100 h时(图4e)，NiO底部的复杂混合氧化物已完全暴露，并检测到难熔金属氧化物(Ni, Co)(W, Mo)O₄ (表1)。值得注意的是，虽然此时样品表面连续的NiO层已经完全脱落，但样品表面又重新反应生成了大块NiO (图4f)。不同于氧化初期的连续NiO晶粒，后期形成的大块NiO分布随机且不连续，阻碍O^2-向内扩散与金属阳离子向外扩散的效果比较微弱。因此，表面保护性氧化膜的剥落导致合金内部Ni、W、Mo等元素发生氧化形成非保护性氧化膜，从而导致合金在此期间的氧化速率较高。氧化进行到200 h时(图4g)，样品表面仍然由多种混合氧化产物组成，但此时已经出现大面积的致密Ni(Al, Cr)₂O₄尖晶石Spinel A₂，以及富含Ta元素的尖晶石Spinel B。结合EPMA成分测试结果，可初步判断Spinel B为NiTa₂O₆尖晶石。根据Smialek等^[11]和刘来娣等^[23]的研究，NiTa₂O₆的形成可提高合金的氧化抗力。因此，合金表面致密的(Ni, Co)(Al, Cr)₂O₄、NiTa₂O₆尖晶石的形成可降低O元素以及合金元素的迁移率，进而使合金氧化200 h后的氧化速率较前100 h有所降低。

图5展示了合金经1120 ℃氧化1、5、40、100和200 h后样品纵截面的氧化层结构演化。利用SEM的背散射电子(BSE)模式与EPMA协助分辨与判断氧化产物的类型。氧化1 h时(图5a)，样品表面形成了分布连续且均匀的三层氧化膜结构。其中，外表面为连续NiO层，中间层由尖晶石与难熔金属氧化物混合组成，而内层为浅黑色的Al₂O₃层。氧化5 h时(图5b)，样品表面的氧化层结构无明显变化，仅氧化层厚度较比1 h时有所增厚。随着氧化时间的延长，氧化层的结构发生了显著变化。由图5c可见，氧化40 h时，样品的表面已经变得起伏不平，仅有部分原始NiO层与Al₂O₃层(图5c中E₁)保留在样品的表面。与此同时，样品表面的氧化反应区域逐渐向合金内部扩展，形成大面积的氧化反应区(ORD)^[13]。结合EPMA元素定量分析(表2)与XRD物相分析(图3)，可确定ORD主要由大块NiO (图5c浅灰B相)、(Ni, Co)(Al, Cr)₂O₄尖晶石(图5c深灰C相)以及(Ni, Co)(W, Mo)O₄ (图5c灰白A相)的混合氧化产物组成。由于氧化膜/合金界面的平衡氧压较低，Al元素发生选择性氧化并在ORD底部形成了一层曲折的Al₂O₃层(图5c中E₂)。然而，部分ORD下方仅形成了非连续的Al₂O₃层。非连续Al₂O₃颗粒存在的区域通常伴随着更为严重的氧化反应，如图5c和d所示，在非连续Al₂O₃颗粒与ORD的边界伴随出现了富含Re、Mo、W等难熔元素的亮白色相(图5c中D相)，且该亮白相中含有大量O元素。根据EPMA分析结果，可判断该亮白相主要为ReO₂，这在其他关于镍基高温合金的氧化研究中鲜有报道。同时，在贫化层中观察到深黑色条状F相(图5d)，经EPMA鉴定该黑色条状相为AlN。AlN的形成将消耗大量Al，这也印证了试样表面保护性氧化膜的缺失将对合金抗氧化性能造成不利影响。氧化100和200 h时(图5d和e)，样品表面的连续NiO层已经完全剥落，2者ORD的氧化产物组成也无明显区别。但氧化200 h后样品ORD的底部更加平整，并且ORD底部Al₂O₃层的连续性也明显优于氧化100 h后的样品，这有助于减缓合金氧化200 h后的氧化速率。值得注意的是，起伏不平的氧化膜是由于原始氧化层不均匀剥落以及ORD向内扩张造成的，合金氧化200 h后愈加平整的氧化膜也代表着合金的氧化增重逐渐进入了稳态阶段。

图6展示了合金经1120 ℃氧化1、5、40、100和200 h时近贫Al层20~40 µm区域(a1~e1)与样品表面2 mm区域(a2~e2) γ′相的形貌。可以看出，靠近样品表面以及样品内部的γ′相均随氧化时间的延长逐渐发生粗化。对比图6a1~e1与a2~e2，发现近贫Al层区域内的γ + γ′组织退化更为显著。氧化1 h时(图6a1)，近贫Al层区域中的部分γ基体通道已经完全消失，导致部分γ′相互连结失去原始的立方结构，并且大部分的γ基体通道也发生了明显粗化。然而，样品内部的γ′相在氧化进行到40 h时(图6c2)仍保持着良好的立方结构，其边缘基本没有发生球化。氧化100 h后，近贫Al层与样品内部的γ′相已经发生筏化现象。其中，样品表面的γ′相筏形组织更为完整，形成了类似于拉伸蠕变变形后的N-型筏形结构，而样品内部仍存在部分立方状的γ′相，并且筏形组织生长方向包括(010)与(100) 2个方向。产生上述筏形组织差异的原因在于，近氧化层区域的合金元素扩散较比合金内部的扩散更为明显^[24]，进而促进了γ′相的形状演变。同时，样品表面连续氧化层的形成使其底部的基体组织承受拉应力^[21]，因此近表面的γ′相将在拉应力的驱动下形成N-型筏形结构。除了γ′相形筏存在差异之外，近贫Al层的区域析出了少量有害TCP相，而合金内部没有观察到TCP相的析出。这是由于近表面区域中基体元素Ni的向外扩散与氧化会降低γ相中难熔元素的溶解度，从而导致有害TCP相的析出。

镍基单晶高温合金中含有多种合金元素，导致其高温下的氧化行为较为复杂。样品表面氧化层的剥落与难熔金属氧化物的形成与蒸发等因素将显著影响合金的氧化增重行为。为探究合金氧化速率的主控因素，建立了单位面积氧化增重与氧化时间的对应关系^[25]，如 式(1)所示：

式中，Δm为合金单位面积的氧化增重，k为氧化速率常数，t为氧化时间，n为氧化反应指数，C为常数。对 式(1)进行对数变换可获得合金的n值，如 式(2)所示^[25]：

n = 0.5时，合金的氧化反应遵循抛物线关系，其氧化速率受元素的扩散控制；n = 1时，合金的氧化反应遵循线性规律，其氧化速率受氧化物的生成速率控制。值得注意的是， 式(2)中的lnk + lnC并非固定常数，k值将随着氧化过程的推进而发生改变，也会受称重时的冷却过程影响。因此，对图7a中的ln(Δm)与lnt关系曲线进行分阶段拟合，可发现该实验合金在1120 ℃条件下的非连续氧化动力学主要包含3个阶段。在氧化开始的前5 h内，合金的氧化速率较低，按照次抛物线动力学(subparabolic kinetics)规律变化。这是由于基体Ni元素率先在样品表面发生氧化，导致样品在氧化初期增重明显。而随着样品表面形成连续NiO层(图5a和b)，O₂向合金内部的扩散受到了NiO层的阻碍，延缓了NiO/合金界面的氧化反应进程，进而降低了样品的氧化增重速率。氧化10~100 h期间，实验合金的氧化速率急剧提升，按照线性规律发展，说明此时合金的氧化行为主要受样品表面氧化产物的形成速率控制。结合样品纵截面的氧化层结构(图5c)可知，合金氧化40 h时，表面原始的三层均匀氧化层发生了剧烈变形与剥落，加速O^2-向内扩散并诱发合金内部产生复杂的氧化反应，形成了由NiO、尖晶石与难熔金属氧化物混合而成的非保护性ORD。同时，ORD底部的贫化层Al含量低，不足以快速形成连续Al₂O₃层，使得对元素扩散的阻隔作用显著降低。因此，合金在第二阶段(10~100 h)的氧化反应速率并不受元素通过Al₂O₃层的扩散速率控制，而是取决于样品ORD氧化产物的反应速率。氧化150 h以后，合金的n又降低至0.63，接近抛物线动力学规律的0.5。此时氧化层的均匀程度相较40 h (图5c)和100 h (图5d)时有了明显改善，并且ORD底部形成了更加连续的Al₂O₃层，可有效阻碍合金内部Ni、Cr、Co元素的内扩散以及W、Mo、Ta、Re等难熔元素的外扩散与氧化。因此，合金氧化150 h后的氧化速率将逐渐受元素通过Al₂O₃层的扩散速率控制。此后，合金的氧化增重随着连续Al₂O₃层的持续增厚而逐渐进入稳态阶段。

为了进一步研究实验合金的高温氧化动力学行为，将氧化增重数据按照 式(3)进行平方处理^[26]：

其中，kp为抛物线氧化速率常数，C1为常数。图7b展示了氧化增重经抛物线拟合的Δm2-t曲线，可见实验用合金的氧化增重行为呈现出2个阶段，前40 h的kp = 4.67 × 10^-10 g²/(cm⁴·s)，40 h后kp迅速增加至3.28 × 10^-9 g²/(cm⁴·s)。表3对比了文献[8,9,20,21]中不同合金在1100 ℃下不同阶段的抛物线氧化速率常数，合金的化学成分见表4^[8,9,20,21]。可见，Alloy 1、Alloy 2和Alloy 3的抛物线氧化速率常数与α-Al₂O₃为同一数量级^[10]，说明3种合金的高温氧化行为主要受元素通过α-Al₂O₃层的扩散控制，这也使得它们的氧化增重在短期内进入稳态阶段。而本实验所用合金与Alloy 4的kp明显高于α-Al₂O₃的抛物线氧化速率常数，这意味着本实验合金在1120 ℃氧化后期的动力学并不受α-Al₂O₃控制，下文将对此进行详细分析。

综上对实验合金在1120 ℃条件下的氧化动力学规律分析可知，实验合金的氧化增重主要来源于10~100 h期间的线性氧化增重。本节将从Al₂O₃层结构、界面孔洞分布等角度解释样品表面氧化层剥落行为以及ORD氧化反应对合金氧化速率的影响。α-Al₂O₃作为高效的离子扩散阻隔层，可以降低Ni²⁺、Cr³⁺、Co²⁺向外以及O^2-向内的迁移速率，进而降低合金的氧化速率。在表面氧化膜的生长过程中，由于金属氧化层与合金基体之间存在体积与热膨胀系数差异，氧化膜将在热应力和生长应力的共同作用下发生剥落。Hindam和Smeltzer ^[27]指出曲折起伏的Al₂O₃层与合金基体之间的结合强度优于平直的Al₂O₃层结构，这是由于曲折起伏的界面形态有利于释放界面的生长应力，进而阻碍层间裂纹的扩展。如图5a和b所示，实验用合金在氧化前5 h形成了一层连续平直的Al₂O₃层，然而此时Al₂O₃层与基体界面处已经发生了裂纹萌生与扩展，这将加速样品表面氧化层发生脱落，使合金基体重新暴露在氧化氛围中。因此，合金在氧化初期形成的平直Al₂O₃层不仅无法有效降低合金的高温氧化速率，反而加速了样品表面保护性氧化层的剥落行为。

由图5c可见，Al₂O₃层剥落的下方区域发生了复杂的氧化反应，形成了大面积深入合金内部的ORD。样品表面保留的原始三层氧化层结构能有效降低O^2-的向内迁移，使得未发生剥落的区域内ORD的范围明显缩小。换言之，表面原始氧化层的剥落使合金失去阻碍O^2-向内扩散的保护层，而ORD底部非连续的Al₂O₃层无法阻碍内部合金元素的进一步氧化。因此，ORD内大块NiO和Ni(W, Mo)O₄难熔金属氧化物等非保护性氧化产物以及富Re化合物的形成，将显著提高合金的氧化速率，并使其成为控制合金氧化动力学的关键因素。此外，样品表面保护性氧化层的缺失无法阻碍N^3-向内扩散，使得贫Al层内析出针状AlN。针状金属间化合物AlN的形成消耗了大量Al，降低了合金的高温抗氧化能力^[28]。因此，只有当氧化层/基体界面重新形成连续致密的Al₂O₃层时，ORD内非保护性氧化物以及AlN的反应才会受到抑制，合金此后的氧化速率也将随着Al₂O₃层的增厚逐渐降低并进入稳态阶段。值得注意的是，由于样品表面的元素扩散较快，紧邻氧化层的贫Al层存在较多由空位聚集而成的Kirkendall孔洞(图5)^[29]，这些孔洞也会加速表面氧化层的剥落并诱导ORD不断向内扩展。

图8归纳总结了合金在1120 ℃的氧化机制。结合上述分析，实验合金与Alloy 1、Alloy 2以及Alloy 3在高温氧化动力学方面的主要差异在于：合金氧化初期形成的三层保护性氧化膜在反复加热冷却过程中发生较为明显的剥落现象^[21]，削弱了氧化层对O^2-向内迁移及Ni²⁺、Cr³⁺、Co²⁺向外迁移的阻隔效果，导致样品内部发生W、Mo、Ta、Re等难熔金属元素的复杂氧化反应，形成大面积的ORD，进而加快了合金在40~100 h期间的氧化速率。研究合金的连续氧化增重行为可有效验证这一推论。图9a展示了利用恒温热重法所测得合金在1150 ℃连续氧化100 h的增重曲线。结果表明，合金在更高温度下的连续氧化增重远低于合金在1120 ℃非连续氧化时的氧化增重，即该合金在恒温条件下具备更为优异的高温抗氧化能力。同时，图9b展示了合金在1120 ℃下非连续氧化100 h后坩埚内剥落氧化皮的照片，可见试样在非连续氧实验中经历的重复加热与冷却过程，加速了样品表面保护性氧化膜的剥落现象，削弱了对离子迁移的阻隔效果，进而导致样品表面发生氧化反应。然而，航空发动机实际服役过程中的启停阶段会加速合金表面的组织退化，包括氧化膜的形成与剥落、贫Al层增厚以及γ′相退化等。作为合金表面的薄弱之处，它们将加速热-力耦合作用下合金的变形与损伤累积，尤其会对合金的疲劳性能产生显著影响。因此，为了进一步提高合金的承温能力，在未来需通过添加微量的Hf、Y、La元素，提高表面氧化层与合金之间的结合力^[30,31]，进而有效改善合金在近服役工况下的氧化性能。

(1) 1120 ℃条件下，合金在氧化初期形成了三层氧化膜结构：外层为NiO，中间层由Ni(Al，Cr)₂O₄尖晶石与少量难熔金属氧化物混合而成，内层为连续Al₂O₃层。随氧化时间延长，合金内部逐渐形成富含NiTa₂O₆、NiWO₄等难熔金属氧化物的ORD，并在ORD底部发现了富Re化合物。

(2) 合金表面的氧化反应加快了近表面区域内Ni、Al、Co、Cr等元素的外扩散，从而促进γ′相发生粗化及形筏，导致近样品表面的区域比合金内部更易析出有害TCP相。

(3) 氧化前5 h，样品表面氧化膜厚度较薄，氧化动力学符合抛物线规律；10~100 h，保护性氧化膜的剥落与大面积非保护性ORD的形成促进基体发生氧化，合金的氧化过程遵循线性动力学规律；150 h后，ORD底部形成曲折且连续的Al₂O₃层，可有效阻碍合金元素向外扩散与O₂向内扩散，合金的氧化动力学逐渐接近抛物线规律。

(4) 合金非连续氧化增重时抗氧化性能不及连续氧化增重的主要原因在于：连续且平直的Al₂O₃层与合金基体之间的结合强度不足，促使样品表面的氧化膜发生快速剥落，导致合金内部生成AlN以及大面积ORD。