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H2132 (GH132)中、A-286 P. Q. A286 UNSS66286(美)、ZbNCT25（法）
GH132合金是一種以Fe-Ni-Cr為基的高溫合金，美國稱為A-286合金。它是以γ' [Ni(Ti、A1)]強化的時效型高溫合金。在650C下運用，具有較高的強度和組織穩(wěn)定性，并有良好的綜合性能。由于其具有穩(wěn)定的易于控制的工藝性能和室溫、高溫下的良好力學性能，目前主要用于550~650°C航空用禍輪盤、環(huán)形件及其他鍛件，也可用作熱扎和冷拔棒材的緊固件、擠壓件、鑄件等,是一個在不太高的溫度下運用的多用處高溫合金。
GH2132 (GH132)化學成分
GH2132化學成分：
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構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，較高的高溫屈服強度和持久、蠕變強度等，廣泛應用于航空發(fā)動機、工業(yè)燃氣渦輪機以及汽車發(fā)動機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，這限制了其應用范圍。對鐵基或鎳基高溫合金進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)定性進行研究；但是目前有關高溫合金經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，其化學成分見表１。采用電火花切割機在規(guī)格為２０ｍｍ的熱軋棒上截取尺寸為２０ｍｍ×５ｍｍ 的試樣，經機械研磨、拋光后，在自制的 ＤＬ－５０型氮化爐中進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型電阻爐中進行加熱保溫處理，加熱溫度分別為６７３，８７３，９７３Ｋ，保溫時間為５ｈ。
２ 試驗結果與討論
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氮化層組成，外氮化層和內氮化層的厚度分別為７，３μｍ，外氮化層與內氮化層、內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。大量滑移帶的出現表明過飽和固溶氮導致滲氮層中存在較大的殘余應力［８］。由圖１（ｂ）～（ｄ）可以看出：當加熱溫度為６７３Ｋ時，滲氮層的顯微組織未發(fā)生明顯變化，但內氮化層厚度略有增加，滲氮層厚度約１０．８μｍ，外氮化層與內氮化層、內氮化層與基體之間的界面依然清晰可見；當加熱溫度為８７３Ｋ 時，內氮化層的厚度明顯增加，滲氮層厚度約１１．６μｍ，外氮化層與內氮化層界
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，如圖中箭頭所示；當加熱溫度為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)生擴散，導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呈線性關系，該關系與氮的擴散模型吻合［９］，說明在加熱保溫過程中滲氮層中的氮擴散是熱激活的過程。
２．２ 物相組成和化學成分
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，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行長 程 擴 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 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出現衍射峰，形成伴峰現象［１０］，這說明當加熱溫度升高到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，當加熱 溫 度 為８７３，９７３Ｋ時，試 驗 合 金 表 面 的 ＸＲＤ 譜 中 出 現 ＦｅＣｒ２Ｏ４ 和（Ｆｅ，Ｃｒ）２Ｏ３ 的衍射峰。由此可知，在光學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ａ 的計算公式為
式中 ：ｈ，ｋ，ｌ均為晶面指數；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，其表達式為
式中：ａ０ 為未滲氮基體奧氏體 γ相的晶格常數；ａＮ為滲氮后膨脹奧氏體γＮ 相的晶格常數。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散，同時 ＣｒＮ 相不斷析出，導致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數為１０．０１％～４．５３％，而內氮化層中的氮含量較低；當加熱 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了鐵和鉻的氧化物而造成的。由于加熱溫度為９７３Ｋ時氮的擴散趨勢與加熱溫度為８７３Ｋ時的相似，因此這里不作詳細討論。
２．３ 硬 度
由測 試 結 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；當加熱溫度為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致的。
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