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您的位置：網(wǎng)站首頁(yè) > 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(pán)和緊固件，其含有Ti、Al 和其他微量合金元素， 主要通過(guò)時(shí)效析出 γ'相 Ni3(Ti，Al)來(lái)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(shí)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(jí)的高強(qiáng)級(jí)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(diǎn)， 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(lái)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(shí)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(dòng)機(jī)、工業(yè)燃?xì)鉁u輪機(jī)以及汽車(chē)發(fā)動(dòng)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(duì)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(guò)飽和固溶體γＮ 相組成，無(wú) 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(shí)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(gè) 亞 穩(wěn) 相，因 此 有 必 要 對(duì) 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(duì)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(duì)比。
１ 試樣制備與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)材料為軋制態(tài) ＧＨ２１３２鐵基高溫合金，其化學(xué)成分見(jiàn)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?dú)怏w為 ＮＨ３，壓力為８００～９００Ｐａ，滲氮溫度為７２３Ｋ，保溫時(shí)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(shí)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(cè)。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(zhǎng)為０．０２°，掃描速率為８（°）·ｍｉｎ－１。采用 ＭＨ－６Ｌ型顯微硬度計(jì)測(cè)不同溫度保溫前后滲氮層的表面硬度，載荷為１Ｎ，保載時(shí)間為５ｓ。在由計(jì)算機(jī)控制的 ＣＨＩ６６０Ｄ型電化學(xué)工作站上進(jìn)行電化學(xué)測(cè)試，工作電極為待測(cè)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(yàn)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(yàn) 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(diǎn)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(guò)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(shí)，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(jiàn)；當(dāng)加熱溫度為８７３Ｋ 時(shí)，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(shí)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(shí)，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(guò)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(shuō)明在加熱保溫過(guò)程中滲氮層中的氮擴(kuò)散是熱激活的過(guò)程。
２ 試驗(yàn)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(yàn) 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(diǎn)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(guò)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(shí)，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(jiàn)；當(dāng)加熱溫度為８７３Ｋ 時(shí)，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(yàn)合金表面的滲氮層主要由氮在奧氏體中的過(guò)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(yàn)合金相比，６７３Ｋ 保溫５ｈ后，試驗(yàn)合金表面 ＸＲＤ譜中沒(méi)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(guò)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(zhǎng) 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(yàn)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(shuō)明當(dāng)加熱溫度升高到８７３Ｋ時(shí)，γＮ 相開(kāi)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(shuō)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(shí)，試 驗(yàn) 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(yàn)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(jì)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(diǎn)陣膨脹［１１－１３］，由式（１）可 知，選用ｄ２００計(jì)算得到γＮ 相的晶格常數(shù)大于選用ｄ１１１計(jì)算得到的，因此不同加熱溫度 下 由 γＮ （２００）計(jì)算 得到 的 晶格膨脹率均高于由 γＮ （１１１）計(jì)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(shí) ＣｒＮ 相不斷析出，導(dǎo)致γＮ 相中過(guò)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(shí)，隨著距滲氮層表面距離的增加，試驗(yàn)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(shí)，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(shí)氮的擴(kuò)散趨勢(shì)與加熱溫度為８７３Ｋ時(shí)的相似，因此這里不作詳細(xì)討論。
２．３ 硬 度
由測(cè) 試 結(jié) 果 可 知，試 驗(yàn) 合 金 的 基 體 硬 度 為１６８ＨＶ。由圖６可以看出：加熱保溫前試驗(yàn)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(shí)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(shí)，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(yàn)合金均無(wú)明顯鈍化區(qū)；不同溫度加熱后，試驗(yàn)合金表面滲氮層的自腐蝕電流密度處于同一數(shù)量級(jí)，約為４×１０－５ Ａ·ｃｍ－２；自腐蝕電位存在較大差異，未滲氮試驗(yàn)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(shuō)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(shí)，并低于－０．４Ｖ，這是由于不同溫度加熱后，試驗(yàn)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(guó)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(zhǎng)期工作的航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫承力部件，如渦輪盤(pán)、壓氣機(jī)盤(pán)、轉(zhuǎn)子葉片和緊固件等。
GH2132相近牌號(hào)：
Incoloy A-286 P.Q.A286 UNS S66286(美國(guó))、ZbNCT25(法國(guó))、 X5NiCrTi26-15、1.4980、1.4944(德國(guó))
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