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您的位置：網(wǎng)站首頁 > 技術(shù)文章 > GH2132高溫合金（a286）性能成分 GH2132的概述：
GH2132 合金是一種 25Ni-15Cr-Fe 基變形高溫合金，主要用作 650℃下的渦輪盤和緊固件，其含有Ti、Al 和其他微量合金元素， 主要通過時效析出 γ'相 Ni3(Ti，Al)來強(qiáng)化，該合金的主要特征是在工作溫度和室溫都表現(xiàn)出相似的力學(xué)性能，是由穩(wěn)定的流變應(yīng)力決定的，同時由于Cr的存在，有良好的抗腐蝕性能。
由于此合金具有突出的抗松弛能力、耐腐蝕能力和良好的綜合性能， 適于作航空緊固件，目 前 強(qiáng) 度 為 1100 MPa 級的高強(qiáng)級螺栓用30CrMnSiA和16CrSiNiA等低合 金結(jié)構(gòu)鋼， 由于其不耐腐蝕的致命弱點， 已不適于繼續(xù)應(yīng)用。 但由于目前使用的 GH2132 合金棒材其使用GB/T14997-94[4]，抗拉強(qiáng)度僅為 931 MPa，迫切需要達(dá)到1100MP高強(qiáng)度要求來滿足工作條件和保證航空安全。
GH2132的化學(xué)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鐵基高溫合金是具有面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體型變形高溫合金，其在低于６５０ ℃時具有良好的抗氧化、耐腐蝕、抗疲勞性能，較高的高溫屈服強(qiáng)度和持久、蠕變強(qiáng)度等，廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)、工業(yè)燃?xì)鉁u輪機(jī)以及汽車發(fā)動機(jī)等的高溫承力部件上［１］。但是，ＧＨ２１３２鐵基高溫合金的硬度較低、耐磨性差，這限制了其應(yīng)用范圍。對鐵基或鎳基高溫合金進(jìn)行低溫等離子體滲氮后，合金表面形成一層滲氮層，該滲氮層主要由氮在奧氏體中的過飽和固溶體γＮ 相組成，無 ＣｒＮ 析出相，合金的硬度和摩擦磨損性能均得到顯著提高，同時保持了良好的耐腐蝕性能［２－７］。然而，高溫合金的服役溫度較高，而γＮ相又是一 個 亞 穩(wěn) 相，因 此 有 必 要 對 γＮ 相 在 高溫 下的熱穩(wěn)定性進(jìn)行研究；但是目前有關(guān)高溫合金經(jīng)低溫等離子體滲氮所形成的γＮ 相熱穩(wěn)定性的研究較少 。為 此，作 者 對ＧＨ２１３２鐵基高溫合金表面進(jìn)行低溫等離子體滲氮處理，然后在不同溫度保溫５ｈ，研究了加熱保溫處理后滲氮層的顯微組織、物相組成、硬度和耐腐蝕性能，并與未滲氮和滲氮后未加熱保溫處理的進(jìn)行對比。
１ 試樣制備與試驗方法
試驗材料為軋制態(tài) ＧＨ２１３２鐵基高溫合金，其化學(xué)成分見表１。采用電火花切割機(jī)在規(guī)格為２０ｍｍ的熱軋棒上截取尺寸為２０ｍｍ×５ｍｍ 的試樣，經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后，在自制的 ＤＬ－５０型氮化爐中進(jìn)行低溫等離子體滲氮，滲氮氣體為 ＮＨ３，壓力為８００～９００Ｐａ，滲氮溫度為７２３Ｋ，保溫時間為６ｈ。滲氮后將試樣放入 ＫＳＹ－４Ｄ－１６型電阻爐中進(jìn)行加熱保溫處理，加熱溫度分別為６７３，８７３，９７３Ｋ，保溫時間為５ｈ。
試樣經(jīng)切割、鑲嵌、研磨、拋光和用由５ｇＣｕＳＯ４、５０ ｍＬ ＨＣｌ、５０ ｍＬ Ｈ２Ｏ 組 成 的 溶 液 腐 蝕 后，在ＯＬＹＭＰＵＳ－ＧＸ５１型光 學(xué)顯 微 鏡 上 觀 察 加 熱 保 溫前后試樣橫截面的顯微組織，采用 ＰｈｉｌｉｐｓＸＬ－３０型掃描電子 顯 微 鏡（ＳＥＭ）及附 帶的 能 譜 儀（ＥＤＳ）進(jìn)行微觀形貌觀察和微區(qū)成分檢測。利用 ＲｉｇａｋｕＤ／Ｍａｘ－Ｕｌｔｉｍａ型 Ｘ射線衍射儀（ＸＲＤ）分析不同溫度保溫后滲氮層的物相組成，采用銅靶，Ｋ! 射線，管電壓為４０ｋＶ，管電流為４０ｍＡ，掃描步長為０．０２°，掃描速率為８（°）·ｍｉｎ－１。采用 ＭＨ－６Ｌ型顯微硬度計測不同溫度保溫前后滲氮層的表面硬度，載荷為１Ｎ，保載時間為５ｓ。在由計算機(jī)控制的 ＣＨＩ６６０Ｄ型電化學(xué)工作站上進(jìn)行電化學(xué)測試，工作電極為待測試樣，輔助 電 極 為 鉑 片，參 比 電 極 為 飽 和 甘 汞 電極，腐蝕溶液為質(zhì)量分?jǐn)?shù)３．５％的 ＮａＣｌ溶液。
２ 試驗結(jié)果與討論
２．１ 截面形貌
由圖１（ａ）可 以 看 出：加 熱 保 溫 前，試 驗 合 金 表面的滲氮層由外氮化層和內(nèi)氮化層組成，外氮化層和內(nèi)氮化層的厚度分別為７，３μｍ，外氮化層與內(nèi)氮化層、內(nèi)氮化層與基體之間有明顯的界面；外氮化層中可觀察到滑移帶和晶界，并未發(fā)現(xiàn)點蝕或其他腐蝕特征，這表明滲氮層具有良好的耐腐蝕性能。大量滑移帶的出現(xiàn)表明過飽和固溶氮導(dǎo)致滲氮層中存在較大的殘余應(yīng)力［８］。由圖１（ｂ）～（ｄ）可以看出：當(dāng)加熱溫度為６７３Ｋ時，滲氮層的顯微組織未發(fā)生明顯變化，但內(nèi)氮化層厚度略有增加，滲氮層厚度約１０．８μｍ，外氮化層與內(nèi)氮化層、內(nèi)氮化層與基體之間的界面依然清晰可見；當(dāng)加熱溫度為８７３Ｋ 時，內(nèi)氮化層的厚度明顯增加，滲氮層厚度約１１．６μｍ，外氮化層與內(nèi)氮化層界
面處的腐蝕溝槽明顯變淺，同時在氮化層的最表層出現(xiàn)了厚度約１．５μｍ 的黑層，且在外氮化層中的晶界處觀察到少量的黑色物質(zhì)，如圖中箭頭所示；當(dāng)加熱溫度為９７３Ｋ 時，滲氮層厚度約１３．４μｍ，外氮化層已全部呈黑色，與基體相比，內(nèi)氮化層也已存在明顯的腐蝕色差。綜上可知，氮原子在加熱保溫過程中向基體和表面發(fā)生擴(kuò)散，導(dǎo)致滲氮層的厚度增加。圖２中的ｄ 為滲氮層的總厚度，Ｔ 為加熱溫度。由圖２可以看出：不同溫度加熱后，ｌｎｄ２ 與Ｔ－１呈線性關(guān)系，該關(guān)系與氮的擴(kuò)散模型吻合［９］，說明在加熱保溫過程中滲氮層中的氮擴(kuò)散是熱激活的過程。
２ 試驗結(jié)果與討論
２．１ 截面形貌
由圖１（ａ）可 以 看 出：加 熱 保 溫 前，試 驗 合 金 表面的滲氮層由外氮化層和內(nèi)氮化層組成，外氮化層和內(nèi)氮化層的厚度分別為７，３μｍ，外氮化層與內(nèi)氮化層、內(nèi)氮化層與基體之間有明顯的界面；外氮化層中可觀察到滑移帶和晶界，并未發(fā)現(xiàn)點蝕或其他腐蝕特征，這表明滲氮層具有良好的耐腐蝕性能。大量滑移帶的出現(xiàn)表明過飽和固溶氮導(dǎo)致滲氮層中存在較大的殘余應(yīng)力［８］。由圖１（ｂ）～（ｄ）可以看出：當(dāng)加熱溫度為６７３Ｋ時，滲氮層的顯微組織未發(fā)生明顯變化，但內(nèi)氮化層厚度略有增加，滲氮層厚度約１０．８μｍ，外氮化層與內(nèi)氮化層、內(nèi)氮化層與基體之間的界面依然清晰可見；當(dāng)加熱溫度為８７３Ｋ 時，內(nèi)氮化層的厚度明顯增加，滲氮層厚度約１１．６μｍ，外氮化層與內(nèi)氮化層界
２．２ 物相組成和化學(xué)成分
由圖３可以看出：試驗合金表面的滲氮層主要由氮在奧氏體中的過飽和固溶體，即膨脹奧氏體γＮ相組成［４－５］；與滲氮未加熱保溫的試驗合金相比，６７３Ｋ 保溫５ｈ后，試驗合金表面 ＸＲＤ譜中沒有新的衍射峰出現(xiàn)，γＮ 相的衍射峰略向大角度偏移，這 表 明 在６７３Ｋ 保溫過程中γＮ 相未發(fā)生分解，這是由于合金元素在較低溫度下不能進(jìn)行長 程 擴(kuò) 散，阻止了合金氮化物的形成而造成的；８７３，９７３Ｋ保溫５ｈ后，試驗合金表面出現(xiàn) ＣｒＮ 相和基體奧氏體的衍射峰，并在基體奧氏體衍射峰的小角度側(cè)出現(xiàn)衍射峰，形成伴峰現(xiàn)象［１０］，這說明當(dāng)加熱溫度升高到８７３Ｋ時，γＮ 相開始發(fā)生分解，生成晶格膨脹程度較低的γＮ相和 ＣｒＮ相；隨著加熱溫度的升高，γＮ 相的衍射峰強(qiáng)度降低，且衍射峰向大角度方向偏移，這說明隨著加熱溫度的升高，γＮ 相不斷發(fā)生分解，晶格膨脹程度逐漸降低，最終形成由奧氏體和 ＣｒＮ相組成的平衡組織。由圖３還可以看出，當(dāng)加熱 溫 度 為８７３，９７３Ｋ時，試 驗 合 金 表 面 的 ＸＲＤ 譜 中 出 現(xiàn) ＦｅＣｒ２Ｏ４ 和（Ｆｅ，Ｃｒ）２Ｏ３ 的衍射峰。由此可知，在光學(xué)顯微鏡中觀察到的試驗合金橫截面上的黑層主要是由鐵和鉻的氧化物及 ＣｒＮ 組成。立方晶系的晶格常數(shù)ａ 的計算公式為
式中 ：ｈ，ｋ，ｌ均為晶面指數(shù)；ｄｈｋｌ為晶面間距。
滲氮層中γＮ 相的晶格膨脹程度可用晶格膨脹
率δ 表示，其表達(dá)式為
式中：ａ０ 為未滲氮基體奧氏體 γ相的晶格常數(shù)；ａＮ為滲氮后膨脹奧氏體γＮ 相的晶格常數(shù)。由圖４可以看出：不同加熱溫度下 γＮ 相（２００）晶面的晶格膨脹率均高于γＮ 相（１１１）晶面的，γＮ 相發(fā)生非均勻點陣膨脹［１１－１３］，由式（１）可 知，選用ｄ２００計算得到γＮ 相的晶格常數(shù)大于選用ｄ１１１計算得到的，因此不同加熱溫度 下 由 γＮ （２００）計算 得到 的 晶格膨脹率均高于由 γＮ （１１１）計算 得到 的；隨 加 熱 溫度的升 高，γＮ相 的 晶格 膨 脹 率 降 低，這 是 由 于 隨 加熱溫度的升高，滲氮層中的氮原子向基體或表面擴(kuò)散，同時 ＣｒＮ 相不斷析出，導(dǎo)致γＮ 相中過飽和氮的固溶度逐漸降低而造成的。
由圖５可以看出：當(dāng)加熱溫度為６７３Ｋ 時，隨著距滲氮層表面距離的增加，試驗合金表面滲氮層中的氮含量下降，氮濃度梯度明顯，外氮化層中氮的原子分?jǐn)?shù)為１０．０１％～４．５３％，而內(nèi)氮化層中的氮含量較低；當(dāng)加熱 溫 度 為 ８７３Ｋ 時，隨著距滲氮層表面距離的增加，滲氮層中的氮含量先增加后降低，在距滲氮層表面２μｍ 處的氮含量最大，這是由于滲氮層最表層出現(xiàn)了鐵和鉻的氧化物而造成的。由于加熱溫度為９７３Ｋ時氮的擴(kuò)散趨勢與加熱溫度為８７３Ｋ時的相似，因此這里不作詳細(xì)討論。
２．３ 硬 度
由測 試 結(jié) 果 可 知，試 驗 合 金 的 基 體 硬 度 為１６８ＨＶ。由圖６可以看出：加熱保溫前試驗合 金 表面滲氮層的硬度為５８２ＨＶ，約為基體硬度的３倍；隨加熱溫度的升高，滲氮層硬度先增大后降低，并在加熱溫度為８７３Ｋ 時達(dá)到最大，約為９２６ＨＶ，這主要與硬度較高（１０９３ＨＶ［１４］）的 ＣｒＮ 相的沉淀析出有關(guān)；當(dāng)加熱溫度為９７３Ｋ 時，滲氮層的硬度略有降低，這 是 由 于 該 溫 度 下 滲 氮 層 中 的 γＮ 相 幾 乎已 分解而造成的。
２．４ 耐腐蝕性
由圖７可以看出：經(jīng)不同工藝處理后試驗合金均無明顯鈍化區(qū)；不同溫度加熱后，試驗合金表面滲氮層的自腐蝕電流密度處于同一數(shù)量級，約為４×１０－５ Ａ·ｃｍ－２；自腐蝕電位存在較大差異，未滲氮試驗合金表面的自腐蝕電位為－０．４Ｖ，滲氮后的自腐蝕電位增大至－０．２Ｖ，這說明滲氮后其耐腐蝕性提高；不同溫度保溫后滲氮層的自腐蝕電位均比加熱保溫前的低，且在加熱溫度為８７３Ｋ 時，并低于－０．４Ｖ，這是由于不同溫度加熱后，試驗合金表面滲氮層中析出 ＣｒＮ 相，降低了基體中的鉻含量而導(dǎo)致的。
GH2132屬于國標(biāo)沉淀硬化型高溫合金，執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn)：GB/T 14992-2018
GH2132特性及應(yīng)用領(lǐng)域概述：該合金是Fe-25Ni-15Cr基高溫合金，加入鉬、鈦、鋁、釩及微量硼綜合強(qiáng)化。在650℃以下具有高的屈服強(qiáng)度和持久、蠕變強(qiáng)度，并且具有較好的加工塑性和滿意的焊接性能。適合制造在650℃以下長期工作的航空發(fā)動機(jī)高溫承力部件，如渦輪盤、壓氣機(jī)盤、轉(zhuǎn)子葉片和緊固件等。
GH2132相近牌號：
Incoloy A-286 P.Q.A286 UNS S66286(美國)、ZbNCT25(法國)、 X5NiCrTi26-15、1.4980、1.4944(德國)
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