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骋贬2132高温合金性能及成分介绍

发布时间： 2023-05-13　　点击次数： 503次

GH2132介绍：
该合金是贵别-25狈颈-15颁谤基高温合金，加入钼、钛、铝、钒及微量硼综合强化。在650℃以下具有高的屈服强度和持久、蠕变强度，并且具有较好的加工塑性和满意的焊接性能。适合制造在650℃以下长期工作的航空发动机高温承力部件。

GH2132化学成分：
C(％): 0.03～0.08
Si(％): ≤1.00
Mn(％): 1.00～2.00
P(％): ≤0.025
S(％): ≤ 0.015
Cr(％): 13.5～16.0
Ni(％): 24.0～27.0
Mo(％): 1.00～1.50
其他(％): Al≤0.35,Ti 1.90～2.30,V 0.10～0.50,V 0.003～0.010

ＧＨ２１３２铁基高温合金是具有面心立方结构的奥氏体型变形高温合金，其在低于６５０ ℃时具有良好的抗氧化、耐腐蚀、抗疲劳性能，较高的高温屈服强度和持久、蠕变强度等，广泛应用于航空发动机、工业燃气涡轮机以及汽车发动机等的高温承力部件上［１］。但是，ＧＨ２１３２铁基高温合金的硬度较低、耐磨性差，这限制了其应用范围。对铁基或镍基高温合金进行低温等离子体渗氮后，合金表面形成一层渗氮层，该渗氮层主要由氮在奥氏体中的过饱和固溶体γＮ相组成，无ＣｒＮ析出相，合金的硬度和摩擦磨损性能均得到显著提高，同时保持了良好的耐腐蚀性能［２－７］。然而，高温合金的服役温度较高，而γＮ相又是一个亚稳相，因此有必要对 γＮ相在高温下的热稳定性进行研究；但是目前有关高温合金经低温等离子体渗氮所形成的γＮ相热稳定性的研究较少。为此，作者对ＧＨ２１３２铁基高温合金表面进行低温等离子体渗氮处理，然后在不同温度保温５ｈ，研究了加热保温处理后渗氮层的显微组织、物相组成、硬度和耐腐蚀性能，并与未渗氮和渗氮后未加热保温处理的进行对比。

１试样制备与试验方法

试验材料为轧制态ＧＨ２１３２铁基高温合金，其化学成分见表１。采用电火花切割机在规格为２０ｍｍ的热轧棒上截取尺寸为２０ｍｍ×５ｍｍ的试样，经机械研磨、抛光后，在自制的ＤＬ－５０型氮化炉中进行低温等离子体渗氮，渗氮气体为ＮＨ３，压力为８００～９００Ｐａ，渗氮温度为７２３Ｋ，保温时间为６ｈ。渗氮后将试样放入ＫＳＹ－４Ｄ－１６型电阻炉中进行加热保温处理，加热温度分别为６７３，８７３，９７３Ｋ，保温时间为５ｈ。

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试样经切割、镶嵌、研磨、抛光和用由５ｇＣｕＳＯ４、５０ｍＬＨＣｌ、５０ｍＬＨ２Ｏ组成的溶液腐蚀后，在ＯＬＹＭＰＵＳ－ＧＸ５１型光学显微镜上观察加热保温前后试样横截面的显微组织，采用ＰｈｉｌｉｐｓＸＬ－３０型扫描电子显微镜（ＳＥＭ）及附带的能谱仪（ＥＤＳ）进行微观形貌观察和微区成分检测。利用ＲｉｇａｋｕＤ／Ｍａｘ－Ｕｌｔｉｍａ型Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ）分析不同温度保温后渗氮层的物相组成，采用铜靶，Ｋ! 射线，管电压为４０ｋＶ，管电流为４０ｍＡ，扫描步长为０．０２°，扫描速率为８（°）·ｍｉｎ－１。采用ＭＨ－６Ｌ型显微硬度计测不同温度保温前后渗氮层的表面硬度，载荷为１Ｎ，保载时间为５ｓ。在由计算机控制的ＣＨＩ６６０Ｄ型电化学工作站上进行电化学测试，工作电极为待测试样，辅助电极为铂片，参比电极为饱和甘汞电极，腐蚀溶液为质量分数３．５％的ＮａＣｌ溶液。

２试验结果与讨论

２．１截面形貌

由图１（ａ）可以看出：加热保温前，试验合金表面的渗氮层由外氮化层和内氮化层组成，外氮化层和内氮化层的厚度分别为７，３μｍ，外氮化层与内氮化层、内氮化层与基体之间有明显的界面；外氮化层中可观察到滑移带和晶界，并未发现点蚀或其他腐蚀特征，这表明渗氮层具有良好的耐腐蚀性能。大量滑移带的出现表明过饱和固溶氮导致渗氮层中存在较大的残余应力［８］。由图１（ｂ）～（ｄ）可以看出：当加热温度为６７３Ｋ时，渗氮层的显微组织未发生明显变化，但内氮化层厚度略有增加，渗氮层厚度约１０．８μｍ，外氮化层与内氮化层、内氮化层与基体之间的界面依然清晰可见；当加热温度为８７３Ｋ时，内氮化层的厚度明显增加，渗氮层厚度约１１．６μｍ，外氮化层与内氮化层界

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面处的腐蚀沟槽明显变浅，同时在氮化层的最表层出现了厚度约１．５μｍ的黑层，且在外氮化层中的晶界处观察到少量的黑色物质，如图中箭头所示；当加热温度为９７３Ｋ时，渗氮层厚度约１３．４μｍ，外氮化层已全部呈黑色，与基体相比，内氮化层也已存在明显的腐蚀色差。综上可知，氮原子在加热保温过程中向基体和表面发生扩散，导致渗氮层的厚度增加。图２中的ｄ为渗氮层的总厚度，Ｔ为加热温度。由图２可以看出：不同温度加热后，ｌｎｄ２与Ｔ－１呈线性关系，该关系与氮的扩散模型吻合［９］，说明在加热保温过程中渗氮层中的氮扩散是热激活的过程。

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２．２物相组成和化学成分

由图３可以看出：试验合金表面的渗氮层主要由氮在奥氏体中的过饱和固溶体，即膨胀奥氏体γＮ相组成［４－５］；与渗氮未加热保温的试验合金相比，６７３Ｋ保温５ｈ后，试验合金表面ＸＲＤ谱中没有新的衍射峰出现，γＮ相的衍射峰略向大角度偏移，这表明在６７３Ｋ保温过程中γＮ相未发生分解，这是由于合金元素在较低温度下不能进行长程扩散，阻止了合金氮化物的形成而造成的；８７３，９７３Ｋ保温５ｈ后，试验合金表面出现ＣｒＮ相和基体奥氏体的衍射峰，并在基体奥氏体衍射峰的小角度侧出现衍射峰，形成伴峰现象［１０］，这说明当加热温度升高到８７３Ｋ时，γＮ相开始发生分解，生成晶格膨胀程度较低的γＮ相和ＣｒＮ相；随着加热温度的升高，γＮ相的衍射峰强度降低，且衍射峰向大角度方向偏移，这说明随着加热温度的升高，γＮ相不断发生分解，晶格膨胀程度逐渐降低，最终形成由奥氏体和ＣｒＮ相组成的平衡组织。由图３还可以看出，当加热温度为８７３，９７３Ｋ时，试验合金表面的ＸＲＤ谱中出现ＦｅＣｒ２Ｏ４和（Ｆｅ，Ｃｒ）２Ｏ３的衍射峰。由此可知，在光学显微镜中观察到的试验合金横截面上的黑层主要是由铁和铬的氧化物及ＣｒＮ组成。立方晶系的晶格常数ａ的计算公式为

式中：ｈ，ｋ，ｌ均为晶面指数；ｄｈｋｌ为晶面间距。

渗氮层中γＮ相的晶格膨胀程度可用晶格膨胀

率δ 表示，其表达式为

式中：ａ０为未渗氮基体奥氏体 γ相的晶格常数；ａＮ为渗氮后膨胀奥氏体γＮ相的晶格常数。由图４可以看出：不同加热温度下 γＮ相（２００）晶面的晶格膨胀率均高于γＮ相（１１１）晶面的，γＮ相发生非均匀点阵膨胀［１１－１３］，由式（１）可知，选用ｄ２００计算得到γＮ相的晶格常数大于选用ｄ１１１计算得到的，因此不同加热温度下由 γＮ（２００）计算得到的晶格膨胀率均高于由 γＮ（１１１）计算得到的；随加热温度的升高，γＮ相的晶格膨胀率降低，这是由于随加热温度的升高，渗氮层中的氮原子向基体或表面扩散，同时ＣｒＮ相不断析出，导致γＮ相中过饱和氮的固溶度逐渐降低而造成的。

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由图５可以看出：当加热温度为６７３Ｋ时，随着距渗氮层表面距离的增加，试验合金表面渗氮层中的氮含量下降，氮浓度梯度明显，外氮化层中氮的原子分数为１０．０１％～４．５３％，而内氮化层中的氮含量较低；当加热温度为８７３Ｋ时，随着距渗氮层表面距离的增加，渗氮层中的氮含量先增加后降低，在距渗氮层表面２μｍ处的氮含量最大，这是由于渗氮层最表层出现了铁和铬的氧化物而造成的。由于加热温度为９７３Ｋ时氮的扩散趋势与加热温度为８７３Ｋ时的相似，因此这里不作详细讨论。

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２．３硬度

由测试结果可知，试验合金的基体硬度为１６８ＨＶ。由图６可以看出：加热保温前试验合金表面渗氮层的硬度为５８２ＨＶ，约为基体硬度的３倍；随加热温度的升高，渗氮层硬度先增大后降低，并在加热温度为８７３Ｋ时达到最大，约为９２６ＨＶ，这主要与硬度较高（１０９３ＨＶ［１４］）的ＣｒＮ相的沉淀析出有关；当加热温度为９７３Ｋ时，渗氮层的硬度略有降低，这是由于该温度下渗氮层中的 γＮ相几乎已分解而造成的。

２．４耐腐蚀性

由图７可以看出：经不同工艺处理后试验合金均无明显钝化区；不同温度加热后，试验合金表面渗氮层的自腐蚀电流密度处于同一数量级，约为４×１０－５Ａ·ｃｍ－２；自腐蚀电位存在较大差异，未渗氮试验合金表面的自腐蚀电位为－０．４Ｖ，渗氮后的自腐蚀电位增大至－０．２Ｖ，这说明渗氮后其耐腐蚀性提高；不同温度保温后渗氮层的自腐蚀电位均比加热保温前的低，且在加热温度为８７３Ｋ时，并低于－０．４Ｖ，这是由于不同温度加热后，试验合金表面渗氮层中析出ＣｒＮ相，降低了基体中的铬含量而导致的。

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