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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(wei) 基的高溫合金，美國稱為(wei) 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定性，並有良好的綜合性能。由於(yu) 其具有穩定的易於(yu) 控製的工藝性能和室溫、高溫下的良好力學性能，目前主要用於(yu) 550~650°C航空用禍輪盤、環形件及其他鍛件，也可用作熱紮和冷拔棒材的緊固件、擠壓件、鑄件等,是一個(ge) 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麵心立方結構的奧氏體(ti) 型變形高溫合金，其在低於(yu) 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，廣泛應用於(yu) 航空發動機、工業(ye) 燃氣渦輪機以及汽車發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，這限製了其應用範圍。對鐵基或鎳基高溫合金進行低溫等離子體(ti) 滲氮後，合金表麵形成一層滲氮層，該滲氮層主要由氮在奧氏體(ti) 中的過飽和固溶體(ti) 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(ge) 亞(ya) 穩 相，因 此 有 必 要 對 γＮ 相 在 高溫 下的熱穩定性進行研究；但是目前有關(guan) 高溫合金經低溫等離子體(ti) 滲氮所形成的γＮ 相熱穩定性的研究較少 。為(wei) 此，作 者 對ＧＨ２１３２鐵基高溫合金表麵進行低溫等離子體(ti) 滲氮處理，然後在不同溫度保溫５ｈ，研究了加熱保溫處理後滲氮層的顯微組織、物相組成、硬度和耐腐蝕性能，並與(yu) 未滲氮和滲氮後未加熱保溫處理的進行對比。
１ 試樣製備與(yu) 試驗方法
試驗材料為(wei) 軋製態 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格為(wei) ２０ｍｍ的熱軋棒上截取尺寸為(wei) ２０ｍｍ×５ｍｍ 的試樣，經機械研磨、拋光後，在自製的 ＤＬ－５０型氮化爐中進行低溫等離子體(ti) 滲氮，滲氮氣體(ti) 為(wei) ＮＨ３，壓力為(wei) ８００～９００Ｐａ，滲氮溫度為(wei) ７２３Ｋ，保溫時間為(wei) ６ｈ。滲氮後將試樣放入 ＫＳＹ－４Ｄ－１６型電阻爐中進行加熱保溫處理，加熱溫度分別為(wei) ６７３，８７３，９７３Ｋ，保溫時間為(wei) ５ｈ。
２ 試驗結果與(yu) 討論
２．１ 截麵形貌
由圖１（ａ）可 以 看 出：加 熱 保 溫 前，試 驗 合 金 表麵的滲氮層由外氮化層和內(nei) 氮化層組成，外氮化層和內(nei) 氮化層的厚度分別為(wei) ７，３μｍ，外氮化層與(yu) 內(nei) 氮化層、內(nei) 氮化層與(yu) 基體(ti) 之間有明顯的界麵；外氮化層中可觀察到滑移帶和晶界，並未發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餘(yu) 應力［８］。由圖１（ｂ）～（ｄ）可以看出：當加熱溫度為(wei) ６７３Ｋ時，滲氮層的顯微組織未發生明顯變化，但內(nei) 氮化層厚度略有增加，滲氮層厚度約１０．８μｍ，外氮化層與(yu) 內(nei) 氮化層、內(nei) 氮化層與(yu) 基體(ti) 之間的界麵依然清晰可見；當加熱溫度為(wei) ８７３Ｋ 時，內(nei) 氮化層的厚度明顯增加，滲氮層厚度約１１．６μｍ，外氮化層與(yu) 內(nei) 氮化層界
麵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(wei) ９７３Ｋ 時，滲氮層厚度約１３．４μｍ，外氮化層已全部呈黑色，與(yu) 基體(ti) 相比，內(nei) 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(ti) 和表麵發生擴散，導致滲氮層的厚度增加。圖２中的ｄ 為(wei) 滲氮層的總厚度，Ｔ 為(wei) 加熱溫度。由圖２可以看出：不同溫度加熱後，ｌｎｄ２ 與(yu) Ｔ－１呈線性關(guan) 係，該關(guan) 係與(yu) 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：試驗合金表麵的滲氮層主要由氮在奧氏體(ti) 中的過飽和固溶體(ti) ，即膨脹奧氏體(ti) γＮ相組成［４－５］；與(yu) 滲氮未加熱保溫的試驗合金相比，６７３Ｋ 保溫５ｈ後，試驗合金表麵 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 相未發生分解，這是由於(yu) 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後，試驗合金表麵出現 ＣｒＮ 相和基體(ti) 奧氏體(ti) 的衍射峰，並在基體(ti) 奧氏體(ti) 衍射峰的小角度側(ce) 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 相不斷發生分解，晶格膨脹程度逐漸降低，最終形成由奧氏體(ti) 和 ＣｒＮ相組成的平衡組織。由圖３還可以看出，當加熱 溫 度 為(wei) ８７３，９７３Ｋ時，試 驗 合 金 表 麵 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麵上的黑層主要是由鐵和鉻的氧化物及 ＣｒＮ 組成。立方晶係的晶格常數ａ 的計算公式為(wei)
式中 ：ｈ，ｋ，ｌ均為(wei) 晶麵指數；ｄｈｋｌ為(wei) 晶麵間距。
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(wei)
式中：ａ０ 為(wei) 未滲氮基體(ti) 奧氏體(ti) γ相的晶格常數；ａＮ為(wei) 滲氮後膨脹奧氏體(ti) γＮ 相的晶格常數。由圖４可以看出：不同加熱溫度下 γＮ 相（２００）晶麵的晶格膨脹率均高於(yu) γＮ 相（１１１）晶麵的，γＮ 相發生非均勻點陣膨脹［１１－１３］，由式（１）可 知，選用ｄ２００計算得到γＮ 相的晶格常數大於(yu) 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 晶格膨脹率均高於(yu) 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 於(yu) 隨 加熱溫度的升高，滲氮層中的氮原子向基體(ti) 或表麵擴散，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(wei) ６７３Ｋ 時，隨著距滲氮層表麵距離的增加，試驗合金表麵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(wei) １０．０１％～４．５３％，而內(nei) 氮化層中的氮含量較低；當加熱 溫 度 為(wei) ８７３Ｋ 時，隨著距滲氮層表麵距離的增加，滲氮層中的氮含量先增加後降低，在距滲氮層表麵２μｍ 處的氮含量最大，這是由於(yu) 滲氮層最表層出現了鐵和鉻的氧化物而造成的。由於(yu) 加熱溫度為(wei) ９７３Ｋ時氮的擴散趨勢與(yu) 加熱溫度為(wei) ８７３Ｋ時的相似，因此這裏不作詳細討論。
２．３ 硬 度
由測 試 結 果 可 知，試 驗 合 金 的 基 體(ti) 硬 度 為(wei) １６８ＨＶ。由圖６可以看出：加熱保溫前試驗合 金 表麵滲氮層的硬度為(wei) ５８２ＨＶ，約為(wei) 基體(ti) 硬度的３倍；隨加熱溫度的升高，滲氮層硬度先增大後降低，並在加熱溫度為(wei) ８７３Ｋ 時達到最大，約為(wei) ９２６ＨＶ，這主要與(yu) 硬度較高（１０９３ＨＶ［１４］）的 ＣｒＮ 相的沉澱析出有關(guan) ；當加熱溫度為(wei) ９７３Ｋ 時，滲氮層的硬度略有降低，這 是 由 於(yu) 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：經不同工藝處理後試驗合金均無明顯鈍化區；不同溫度加熱後，試驗合金表麵滲氮層的自腐蝕電流密度處於(yu) 同一數量級，約為(wei) ４×１０－５ Ａ·ｃｍ－２；自腐蝕電位存在較大差異，未滲氮試驗合金表麵的自腐蝕電位為(wei) －０．４Ｖ，滲氮後的自腐蝕電位增大至－０．２Ｖ，這說明滲氮後其耐腐蝕性提高；不同溫度保溫後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(wei) ８７３Ｋ 時，並低於(yu) －０．４Ｖ，這是由於(yu) 不同溫度加熱後，試驗合金表麵滲氮層中析出 ＣｒＮ 相，降低了基體(ti) 中的鉻含量而導致的。
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