gh4586高温合金化学成分：GH4720Li铸造高温合金化学成分
gh4586高温合金化学成分：GH4720Li铸造高温合金化学成分氧化物的XRD分析 使用APB X射线衍射(XRD)来研究不同温度下的氧化层。分析了相组成(表4和图6)，结果显示650 氧化物主要由(Cr 0·88·Ti 0·12)2o 3、Cr 2·NiO 4和TiO组成；在700 时，Cr 2 NiO 4逐渐减少，(Cr 088钛012) 2 O 3逐渐增加；在50 时，Cr 2 NiO 4基本上消失了，(Cr 088 Ti 012) 2 O 3进一步增加；00在，(Cr 088 Ti 012) 2 O 3继续增加，并伴有少量T iO 2；00在和TiO 2的含量大大增加。结合以前测试结果，在氧化初期，试样表面首先形成一层铬基氧化层。随着时间的推移，在氧化膜的外面逐渐形成一层钛主要是含铬氧化物层。截面分析 对不同温度下合金氧化层截面的分析表明(图5)，650 ~ 750 的氧化层厚度只有2 ~ 500米；氧化层厚度约为1
实验材料及方法 选用的 GH4720Li 实验合金采用真空感应(VIM) 真空自耗重熔( VAR) 工艺冶炼 合金化学成分( 质量分数 %) 如表 1 所示。钢锭经高温均匀化、开坯锻造后 等温锻构成圆饼。实验样品即取自锻态饼件 并经 1090 4h/ 油淬 65024h/空冷 76016h/ 空冷热处置后 加工成尺寸为30mm ! 10mm ! 1-5mm 光亮度为▽ 7 的片状试 样。氧化实验按照 HB5228-2000 标准执行 静氧试验炉型号为 SX2512 炉门进氧孔径为 20mm 称重天平型号为 BS110S 精度为 01mg。每次坩埚出炉后静置 2h 后称重 氧化实验温度选择为 650、700、750、800、900 每个实验点选取 3 个试样中止数据平均。
恒温氧化动力学 图1显示了650、700、750、800和900的测量值。GH4720Li合金的等温氧化动力学曲线，00和900考点分别为25，50，75和100h。为了进一步研究合金在氧化初期的氧化行为，650和详细测量了在两个温度下的氧化动力学，测试点选择为1、3、5、10、25、50、75和100小时。
由图 1 可以看出 随温度升高 合金的氧化速率图 1GH4720Li 合金在不同温度下恒温氧化动力学曲线Fig 1Isothermal oxidation kinetics of alloyGH4720Li at different temperatures及增幅均逐渐增大。合金的氧化动力学曲线可以分 成两部分 前半部分为线性速率过渡期( 小于等于5h 初期氧化阶段) 后半部分为抛物线氧化阶段( 稳定氧化阶段) 。初期氧化阶段合金表面要生成一层保护性氧化膜 而保护性氧化膜的生成减缓了合金的进一步氧化 氧化逐渐进入稳定期 氧化增重速率减慢 氧化动力学逐渐趋于平稳。
如图2所示，该合金的氧化温度在650~ 900 范围内动力学遵循抛物线规律，即满足以下关系:(西)2 = K物理实验(1)其中:W代表单位面积氧化增重，g2m-4；t表示氧化时间，h；p代表不同温度下氧化的抛物线速率。
图2的直线斜率表明温度氧化速率是恒定的。几个测试点，但作为整个氧化过程，我们需要调整整个据估计，氧化率在650~ 900 范围内，使用阿伦尼乌斯关系:K p = A exp( - B/ RT ) ( 2)其中:K p为氧化抛物线速率常数；a是常数；r是其体积常数；t是温度；热力学函数中，B代表元素激发。是的，但是在这个关系中，我们不能通过回归分析得到元素。质数的活化能。为了获得与K p一致的温度范围 获得了图3中合金的等温氧化lnK p 。(1/ T)关系曲线。从图3可以看出，整个温度可以是区间分为923~ 1073K和1073~ 1173K两部分。穿过经计算，两部分分别满足不同的阿伦尼乌斯关系:K p = 625！10 - 16 exp( 18000/吨)T # ( 923~ 1073K) ( 3)K p = 280！10 - 4 exp( 26250/吨)T # ( 1073~ 1173K) ( 4)，这里K p的单位是g2∀·m- 4∀·h-1，所以在使用中公式(1)计算时，单位也应采用g。2∀m - 4∀h- 1 。
氧化物的表面形貌分析 JSM 6480 LV扫描电子显微镜使用的视图如图4所示。GH4720Li合金在不同温度下氧化100h后，结果表面形态。从图4( a)可以看出，在650℃氧化100小时。之后，样品表面有大量块状氧化物，它们覆盖了整个表面。EDS(型号:6726 a ISUS SN)分析表明大量氧这些化合物主要富含铬、钴、镍和钛(表2)。当温度达到了700 ，大量的氧化物结合在一起形成了一个致密层。氧化层和氧化物中钛的含量增加。
温度范围在50 时，氧化层厚度进一步增加，氧化膜成分与氧化膜成分相同00氧化膜成分差别不大。当温度达到在800 时，样品表面显示出不连续的大规模氧化。它主要富含钛和铬，以及650、700和750 氧化物。与800 氧化物相比，钛含量明显增加。当温度达到当温度达到900 时，大氧化物周围的小氧化物迅速生长大，并与大块氧化物一起，共同形成厚氧化物。氧化物层中的钛含量大大增加。实验结果表明，在800和900时，氧化物表面主要含有钛氧化层，并且氧化物中的钛含量随温度显著增加。
截面分析 对不同温度下合金氧化层截面的分析表明(图5)，650 ~ 750 的氧化层厚度只有2 ~ 500米；氧化层厚度约为10米；在900 时，氧化层厚度达到约20m，氧化层疏松多孔，表明它是相容的。在这个温度下，黄金的抗氧化能力明显减弱。表3是通过90.氧化层截面成分分析得出的主要合金元素。沿厚度方向的成分布。从表3可以得出结论，钛含量氧化层的数量沿厚度方向从内向外逐渐增加，而铬的含量布的规律正好相反。
氧化物的XRD分析 使用APB X射线衍射(XRD)来研究不同温度下的氧化层。分析了相组成(表4和图6)，结果显示650 氧化物主要由(Cr 0·88·Ti 0·12)2o 3、Cr 2·NiO 4和TiO组成；在700 时，Cr 2 NiO 4逐渐减少，(Cr 088钛012) 2 O 3逐渐增加；在50 时，Cr 2 NiO 4基本上消失了，(Cr 088 Ti 012) 2 O 3进一步增加；00在，(Cr 088 Ti 012) 2 O 3继续增加，并伴有少量T iO 2；00在和TiO 2的含量大大增加。结合以前测试结果，在氧化初期，试样表面首先形成一层铬基氧化层。随着时间的推移，在氧化膜的外面逐渐形成一层钛主要是含铬氧化物层。
抗氧化性能评估 表5显示了在不同温度下氧化100小时的合金的氧。薄膜单位面积的脱落量。可以看出合金处于750 。氧化100小时后，氧化膜几乎不脱落或脱落很少。表明氧化膜致密，结合力强。超过750 ，氧气膜的剥离明显加重。合金的抗氧化等级，主要通过平均氧化速率和样品在50 ~ 100小时时间间隔内的平均值从图7和表5可以看出对水垢脱落量的综合评价。合金在50 ~ 100小时内的平均氧化速率为900 。
低于01g/ (m2h)平均鳞片脱落量小于为10g/ m 2，属于完全抗氧化级别。低于50 ，合金中的氧化学反应的速率随着温度的升高而缓慢增加；超过750 ，合金氧化学转化的速率随着温度的升高而显著增加。通过计算和拟合，平均氧速率和温度之间存在以下关系(见图7):W∃()2 = 355 !10 - 4T- 03578 ( 5)其中的w为50 ~ 100小时的平均氧化速率，t为温度。总之，GH 4720Li合金在900 下完全抗氧剂，其中750 以下的抗氧化性能尤为突出。
结论 1) GH4720Li合金在900 时完全抗氧化。级，其中750 以下的抗氧化性能尤为突出。 2) GH4720Li合金在650～900范围内的氧化动力学遵循抛物线规律，氧化机理从初始表面产生。将反应机理控制改为扩散机理控制，并使用Arrhenius方程得到合金的氧含量在650～900范围抛物线速率常数。 3)氧化层的形成主要受铬和钛的控制，在氧化初期，受反应机理控制，氧化膜主要由氧化铬组成。成分，氧化膜比较致密；稳定氧化阶段，扩散机制控制在氧化层外逐渐生成以钛为主的含铬氧化物，氧化层是松散的。受扩散速率的影响，钛的含量随氧的含量而增加层厚由内向外逐渐增加，但铬的分布正好相反。
