合肥镍基单晶高温合金：GH2132铁基高温合金外表等离子渗氮层的热稳定性
合肥镍基单晶高温合金：GH2132铁基高温合金外表等离子渗氮层的热稳定性2试样经切割、镶嵌、研磨、抛光和用由5gCuSO、50mLHCI、50mLH.O组成的溶液腐蚀后， 在OLYMPUS-GX 51型光学显微镜上调查加热保温前后试样横截面的显微安排， 选用Philips XL-30型扫描电子显微镜(SEM) 及附带的能谱仅(EDS) 进行微观描摹调查和微区成分检测。使用Rigaku DMax-Ultima型X射线衍射仅(XRD) 分析不同温度保温后渗氮层的物相组成，选用钢靶，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， 选用MH-6L型显微硬度计测不同温度保温前后渗氮层的外表硬度，载荷为1N， 保载时间为5s。在由核算机控制的CHI660D型电化学作业站上进行电化学测验，作业电极为待测验样，辅助电极为铂片，参比电极为饱满甘汞电极， 腐蚀溶液为质量分数3.5%的NaCl溶液。表1GH2132铁基高温合金的化
引言
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℃时具有杰出的抗氧化、耐腐蚀、抗疲劳功能，较高的高温屈服强度和耐久、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。可是，GH2132铁基高温合金的硬度较低、耐磨性差，这限制了其应用规模。对铁基或镍基高温合金进行低温等离子体渗氮后，合金外表构成一层渗氮层，该渗氮层主要由氮在奥氏体中的过饱满固溶体y、相组成， 无CrN分出相， 合金的硬度和摩擦磨损功能均得到显著进步，同时坚持了杰出的耐腐蚀功能27]。可是，高温合金的执役温度较高，而Y、相又是一个亚稳相，因而有必要对Y、相在高温下的热稳定性进行研讨；可是目前有关高温合金经低温等离子体渗氮所构成的y、相热稳定性的研讨较少，为此，作者对GH2132铁基高温合金外表进行低温等离子体渗氨处理，然后在不同温度保温5h，研讨了加热保温处理后渗氮层的显微安排、物相组成、硬度和耐腐蚀功能，并与未渗氮和渗氨后未加热保温处理的进行比照。
1 试样制备与实验办法
实验材料为轧制态GH2132铁基高温合金，其化学成分见表1。选用电火花切割机在标准为d20mm的热轧棒上截取尺寸为620mmX5mm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NH，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KS Y-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。
表1
GH2132铁基高温合金的化学成分(质量分数)
Table 1 Chemical composition of GH2132Fe basedsuperalloy(mass%)
试样经切割、镶嵌、研磨、抛光和用由5gCuSO、50mLHCI、50mLH.O组成的溶液腐蚀后， 在OLYMPUS-GX 51型光学显微镜上调查加热保温前后试样横截面的显微安排， 选用Philips XL-30型扫描电子显微镜(SEM) 及附带的能谱仅(EDS) 进行微观描摹调查和微区成分检测。使用Rigaku DMax-Ultima型X射线衍射仅(XRD) 分析不同温度保温后渗氮层的物相组成，选用钢靶，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， 选用MH-6L型显微硬度计测不同温度保温前后渗氮层的外表硬度，载荷为1N， 保载时间为5s。在由核算机控制的CHI660D型电化学作业站上进行电化学测验，作业电极为待测验样，辅助电极为铂片，参比电极为饱满甘汞电极， 腐蚀溶液为质量分数3.5%的NaCl溶液。
2
实验成果与评论
2.1
截面描摹
由图1(a)能够看出：加热保温前，实验合金外表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7.3pm，外氨化层与内氨化层、内氮化层与基体之间有显着的界面；外氮化层中可调查到滑移带和晶界，并未发现点蚀或其他腐蚀特征，这表明渗氮层具有杰出的耐腐蚀功能。很多滑移带的呈现表明过饱满固溶氮导致渗层中存在较大的残余应力。
由图1(b)~(d)能够看出：当加热温度为673K时，渗氮层的显微安排未产生显着变化，但内氮化层厚度略有添加，渗氮层厚度约10.8jm，外氮化层与内氮化层、内氮化层与基体之间的界面仍然清晰可见；当加热温度为873K时，内氮化层的厚度显着添加，渗氮层厚度约11.6jm，外氨化层与内氨化层界面处的腐蚀沟槽显着变浅，同时在氮化层的最表层呈现了厚度约1.5jm的黑层，且在外氮化层中的晶界处调查到少量的黑色物质，如图中箭头所示：当加热温度为973K时，渗氮层厚度约13.4pm，外氨化层已悉数呈黑色，与基体比较，内氮化层也已存在显着的腐蚀色差。综上可知，氮原子在加热保温进程中向基体和外表产生分散，导致渗氮层的厚度添加。图2中的d为渗氮层的总厚度，T为加热温度。由图2能够看出：不同温度加热后， Ind’与T-呈线性关系，该关系与氮的分散模型符合，阐明在加热保温进程中渗氨层中的氮分散是热激活的进程。
2.2 物相组成和化学成分
由图3能够看出：实验合金外表的渗氨层主要由氨在奥氏体中的过饱满固溶体，即胀大奥氏体y、相组
成[ ；与渗氨未加热保温的实验合金比较，673K保温5h后， 实验合金外表XRD谱中没有新的衍射峰呈现，Y、相的衍射峰略向大角度偏移，这标明在673K保温进程中Y、相未产生分化，这是因为合金元素在较低温度下不能进行长程分散，阻止了合金氮化物的构成而构成的；873，973K保温5h后，实验合金外表呈现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呈现衍射峰，构成伴峰现象[10，这阐明当加热温度升高到873K时，Y、相开始产生分化， 生成晶格胀大程度较低的y相和CrN相；跟着加热温度的升高，y、相的衍射峰强度下降，且衍射峰向大角度方向偏移，这阐明跟着加热温度的升高，Y、相不断产生分化，晶格胀大程度逐步下降，最终构成由奥氏体和CrN相组成的平衡安排。由图3还能够看出，当加热温度为873，973K时， 实验合金外表的XRD谱中呈现Fe CrO， 和(Fe，Cr)O。的衍射峰，由此可知，在光学显微镜中调查到的实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。
式中：a。未渗氮基体奥氏体y相的晶格常数；ay为渗氮后胀大奥氏体y、相的晶格常数。由图4能够看出：不同加热温度下y、相(200)晶面的晶格胀大率均高于y、相(111)晶面的，Y、相产生非均匀点阵胀大1-a，由式(1)可知，选用d2oo核算得到yx相的晶格常数大于选用d核算得到的，因而不同加热温度下由yx(200)核算得到的晶格胀大率均高于由ys(111)核算得到的；随加热温度的升高，Yx相的晶格胀大率下降，这是因为随加热温度的升高，渗氮层中的氮原子向基体或外表分散， 同时CrN相不断分出， 导致y、相中过饱满氨的固溶度逐步下降而构成的。由图5能够看出：当加热温度为673K时，跟着距渗氮层外表间隔的添加，实验合金外表渗氨层中的氮含量下降，氮浓度梯度显着，外氨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，跟着距渗氮层外表间隔的添加，渗氮层中的氮含量先添加后下降，在距渗氮层外表2jm处的氮含量最大，这是因为渗氮层最表层呈现了铁和铬的氧化物而构成的。因为加热温度为973K时氮的分散趋势与加热温度为873K时的相似，因而这里不作详细评论。
2.3
硬度
由测验成果可知，实验合金的基体硬度为168HV。由图6能够看出：加热保温前实验合金外表渗氮层的硬度为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下降，并在加热温度为873K时到达最大，约为926HV，这主要与硬度较高(1093HVU) 的CrN相的沉淀分出有关：当加热温度为973K时，渗氮层的硬度略有下降，这是因为该温度下渗氮层中的Y、相简直已彻底分化而构成的，
2.4耐腐蚀性
由图7能够看出：经不同工艺处理后实验合金均无显着钝化区；不同温度加热后，实验合金外表渗氮层的自腐蚀电流密度处于同一数量级，约为4×10A·cm；自腐蚀电位存在较大差异，未渗氮实验合金外表的自腐蚀电位为一0.4V，渗氮后的自蚀电位增大至一0.2V，这阐明渗氮后其耐腐蚀性进步；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时最低，并低于一0.4V，这是因为不同温度加热后，实验合金外表渗氮层中分出CrN相， 下降了基体中的铬含量而导致的。
结 论
(1)低温等离子体渗氮后，GH2132铁基高温合金外表渗氮层主要由外氮化层和内氮化层组成；在不同温度保温处理后，随加热温度的升高，渗氮层的厚度添加，
(2)GH2132铁基高温合金外表渗氮层主要由胀大臭氏体γN相组成；当加热温度为673K时，YN
相未产生分化；当加热温度为873，973K时，Y、相分化生成晶格胀大程度较低的Yx相和CrN相， 且
随加热温度的升高，Y、相的品格胀大率下降，最终构成由奥氏体和CrN相组成的平衡安排。
(3)随加热温度的升高，渗氮层的硬度先增后降，并在加热温度为873K时到达最大，约为926HV；不同温度加热后渗氮层的耐腐蚀性均下降。
