GH2132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(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。

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 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］，這說明當(dāng)加熱溫度升高到８７３Ｋ時(shí)，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(qiáng)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(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 相中過飽和氮的固溶度逐漸降低而造成的。

２．３ 硬 度

由測 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。