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您的位置：尹人香蕉久久99天天拍久女久 > 技术文章 > 骋贬2132高温合金力学性能怎样验 H2132 (GH132)中、A-286 P. Q. A286 UNSS66286(美)、ZbNCT25（法）
GH132合金是一种以Fe-Ni-Cr为基的高温合金，美国称为A-286合金。它是以γ' [Ni(Ti、A1)]强化的时效型高温合金。在650C下运用，具有较高的强度和组织稳定性，并有良好的综合性能。由于其具有稳定的易于控制的工艺性能和室温、高温下的良好力学性能，目前主要用于550~650°C航空用祸轮盘、环形件及其他锻件，也可用作热扎和冷拔棒材的紧固件、挤压件、铸件等,是一个在不太高的温度下运用的多用处高温合金。
GH2132 (GH132)化学成分
骋贬2132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。
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
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。
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。
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。
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４×１０－５ Ａ·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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