【正文】 始終認真負責并經(jīng)常犧牲個人時間給予我深刻而細致地指導。我還要感謝四年里陪伴我的同學、朋友們，有了他們我的人生才豐富，有了他們我在奮斗的路上才不孤獨，謝謝他們。我也要感謝葉董文師兄，正是在他的時刻親身指導下，我對畢業(yè)設計才少走了很多彎路。我要感謝我可敬的導師張光業(yè)老師。合金在熱腐蝕過程出現(xiàn)貧鉻現(xiàn)象，即在腐蝕過程Cr2O3形成揮發(fā)性物質(zhì)，在合金表面形成鐵等非保護性氧化膜。 綜上所述，Na2SO4和NaCl的混合鹽對試樣的腐蝕要強于Na2SO4單鹽；Cr2O3對試樣在Na2SO4單鹽下腐蝕的耐蝕性有一定的提高。這是因為，前者表面由腐蝕產(chǎn)物和氧化物所構成的膜層出現(xiàn)了很大的脫落現(xiàn)象。具體來說，一部分的Cr2O3將以CrO42的形式溶解在NaCl熔鹽當中而失去了其開始的防護作用，發(fā)生的反應如下：Cr2O3+3/2O2+2O2=2CrO42雖然NaCl不會直接對試樣進行大程度的腐蝕，然而Na2SO4在試樣沒有Cr2O3膜的保護情況下，對試樣有著很強的氧化腐蝕能力。第二方面，在腐蝕的開始階段，試樣在Na2SO4中的腐蝕出現(xiàn)了一定的失重現(xiàn)象，而試樣在Na2SO4和NaCl混合鹽中的腐蝕卻在增重。顯然，在700oC下試樣在混合鹽沉積的腐蝕是較嚴重的。硫化物總是在內(nèi)氧化所形成的Cr的氧化物的前緣，表明S總在Cr的氧化物的前沿，硫化物被氧化將S還原出來，繼續(xù)向內(nèi)擴散，有的硫化物已經(jīng)深入到腐蝕膜的內(nèi)層。經(jīng)分析后我們可以發(fā)現(xiàn)，合金表面腐蝕膜主要是由Cr的氧化物所構成，其它的腐蝕溫度下所形成的表面腐蝕膜的成分與此相類似，而在腐蝕膜附近Fe的含量比較低，這說明在該合金高溫腐蝕過程當中，元素的擴散方向不同（即Al向外擴散，F(xiàn)e向內(nèi)擴散，而Cr基本上不發(fā)生擴散），從而導致各種元素在合金表面上的含量不一樣。b）a） c） 試樣在700℃腐蝕100h的表面形貌 截面腐蝕形貌分析 、在600oC、650oC、700oC這三種溫度下腐蝕時試樣表面的腐蝕膜是逐漸增厚的，這說明腐蝕膜的厚度隨溫度的升高而增加。)為放大1000倍后的試樣表面形貌。由圖可見，試樣表面有一層掀起的膜，上邊有一些蛛絲狀的物質(zhì)，這是一層NaCl和Na2SO4的共晶鹽膜，在圖中我們還可以看到其他的腐蝕產(chǎn)物所形成的共晶膜，如Na2SO4和FeSO4的共晶膜，F(xiàn)eSO4和Fe的共晶膜等；同時，我們還可以觀察到共晶膜層出現(xiàn)了部分的裂紋，這是因為擴散導致的內(nèi)應力以及冷熱變化帶來的熱應力以及腐蝕過程中產(chǎn)生了揮發(fā)性物質(zhì)共同作用的結(jié)果。此外，還含有NaCl和Na2SO4的共晶物。進一步觀察，)可見，)比較，其表面劃痕已經(jīng)完全消失不見，這是因為在該溫度下試樣腐蝕所生成的氧化膜將劃痕遮蓋住了；同時，在圖中有一塊凹陷處有一層含鐵的氧化物，此處的Fe來自試樣內(nèi)部，由此可說明，試樣在650℃下腐蝕時，表面的防護層Cr2O3膜有部分被破壞消失。試樣表面出現(xiàn)了一些錐狀等表面物質(zhì)，這些物質(zhì)就是多種共晶物混合物，這些共晶物為NaCl和Na2SO4的共晶，Na2SO4和FeSO4的共晶，F(xiàn)eSO4和Fe的共晶等［28］。）為放大2000倍后的試樣表面形貌。可以看到，在圖a)中的局部地方還留有腐蝕試驗之前磨樣留下的劃痕，并且部分區(qū)域還有Cr2O3表面涂膜，由此，可以看出試樣在600℃下腐蝕不算很嚴重；通過觀察分析，還發(fā)現(xiàn)了表面有著Na2SO4b）a） d）c） e） 試樣在600℃腐蝕100h的表面形貌和NaCl的混合膜層，這是因為，雖然這兩種鹽的熔點都在該實驗溫度之上，但是他們的混合鹽形成了共晶狀態(tài)，在560～570℃的時候即會共晶熔融，形成膜層。b) 試樣坩堝腐蝕動力學曲線a) 試樣腐蝕動力學曲線 GH2135在700℃下的腐蝕動力學曲線從整個腐蝕實驗來說，）、））可知，在腐蝕開始階段，溫度越高，腐蝕速度越快，而在后階段，腐蝕都會變緩，并且試樣在700℃下被腐蝕，會出現(xiàn)嚴重的腐蝕產(chǎn)物和氧化物形成的膜的脫落現(xiàn)象。第三個階段，）得知，在這個階段，試樣突然出現(xiàn)了“減重”現(xiàn)象。該階段為化學反應控制階段。第一個階段，）可知，試樣的增重急劇。同時因鹽的熔化蒸發(fā)而失重的因素還是存在。一方面，隨著腐蝕的進行，表面膜增厚，腐蝕時的吸氧過程得到抑制；但是另一方面，腐蝕過程中生成的Fe?FeSO4是一種液態(tài)共晶物，Na2SO4的分解，都有利于腐蝕所需氧的提供，同時由于NaCl的分解而出現(xiàn)的氯對氧的誘導作用和氯本身對試樣內(nèi)部Fe的腐蝕，都會使試樣增重。而另一方面，由鹽蒸發(fā)導致的失重過程一直繼續(xù)，同時NaCl與Cr2O3反應生成的CrO2Cl2具有很強的揮發(fā)性，從而引起試樣失重。b) 試樣坩堝腐蝕動力學曲線a) 試樣腐蝕動力學曲線 GH2135在600℃下的腐蝕動力學曲線）為試樣650℃高溫腐蝕100h的平均增重曲線，我們可以從四個階段分析該曲線。此外，當發(fā)生反應NaCl→Na++Cl后，可能有兩種情況出現(xiàn)。這是因為，隨著試樣被腐蝕，在其表面會形成一層由腐蝕產(chǎn)物構成的氧化膜，并且這層膜會逐漸變厚，這使得氧的擴散難度加大，吸氧速度變慢，從而腐蝕變慢。）為試樣600℃高溫腐蝕100h的平均增重曲線。一方面，雖然試樣表面的兩種鹽的熔點都高于該試驗溫度，但是這種混合鹽在試驗溫度下會發(fā)生共晶物熔融，由于蒸氣壓的作用，導致蒸發(fā)失重；另一方面，試樣在表面混合鹽沉積的作用下會發(fā)生腐蝕，從而導致增重。進一步觀察，從圖b）中可以看到其表面有許多的小顆粒，這些小顆粒分布比較均勻，同時也有部分大顆粒，但分布相對無序。為了確定合適的固溶處理溫度和模鍛零件的加熱溫度，進行了一系列實驗所得結(jié)果與郭建亭研究的棒材加熱溫度對晶界出現(xiàn)共晶的影響實驗結(jié)果一致 [24]。%時，(γ+M3B2)共晶溫度降至1220℃，形成硼化物共晶的溫度隨B含量的增加而下降，近似成直線關系。當鐵基高溫合金GH2135從液態(tài)熔體凝固時，首先長出的是γ奧氏體枝晶軸，在枝晶間一些合金元素富集，如B，當進一步降低凝固溫度，最終凝固的液體中B含量達到M3B2相與γ相的共晶成分時，發(fā)生L→(γ+M3B2)共晶反應，形成硼化物共晶。分析金相。鑲嵌結(jié)束后，在P2金相試樣拋光機上拋光試樣。取試樣放在型號為S—6280N的掃描電子顯微鏡下觀察其表面腐蝕形貌，掃描前需要對試樣噴金，并用掃描電子顯微鏡系統(tǒng)中的能譜儀（EDS）對有明顯特征的部位做能譜分析，以確定CH2135在經(jīng)過硫酸鈉和氯化鈉的混合鹽沉積腐蝕后的表面膜的成分，為后期的數(shù)據(jù)分析提供事實依據(jù)。在進行恒溫熱腐蝕1h后取出坩堝稱量一次，以后依次在3h、5h、10h、25h、50h、75h、100h的時間點取出坩堝進行稱量。作為篩選合金和成分很有用處。將經(jīng)過表面改性后的樣品，平均分為三組。同時將坩堝在箱式電阻爐中進行10h的1200℃恒溫處理，以去除坩堝雜質(zhì)，恒重坩堝。第二章 實驗方法在腐蝕實驗之前，需要將原材料制作成試樣，其具體步驟如下：（1）制作樣品。 本文的研究意義和內(nèi)容航空、航海用燃氣渦輪發(fā)動機上使用的熱端部件，經(jīng)常受到工業(yè)環(huán)境、海洋氣氛以及燃料燃燒時產(chǎn)生的硫酸鹽、鹵化物或其它混合鹽的污染，而導致合金葉片熱腐蝕失效。而這種燒結(jié)過程能促使存在于氧化膜中的內(nèi)應力通過塑性變形得以釋放，并且，燒結(jié)后的外氧化層具有較高的內(nèi)聚力，勢必增加氧化膜的穩(wěn)定性和抗剝落能力。在高溫腐蝕過程中，這層氧化膜的組織結(jié)構基本上不發(fā)生變化，在熔鹽中顯示出很好的穩(wěn)定性。而HK40CeO2則由于CeO2在預氧化物變成斷續(xù)、彌散分布的微小顆粒，并且，顆粒內(nèi)臺有相當數(shù)量的鈰。 鐵基合金在（Na、K）2SO4和NaCl混合鹽膜下的腐蝕最近，一些相關人士研究了預氧化處理對合金熱腐蝕行為的影響，以及經(jīng)稀土氧化物作用后形成的氧化膜抗熱腐蝕性能。而Fe，Ni的氯化物則需擴散到距氧化膜/ 氣相界面相對較近的位置，即氧勢相對較高處才能轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄳难趸铩嶋H上，合金在熔鹽沉積物下的耐蝕性與表面保護性氧化物在熔融鹽中的熱力學穩(wěn)定性密切相關，而后者又主要取決于氧化物在熔鹽中的溶解度以及溶解度與熔鹽堿度、氧壓的相互關系。對12CrLMoV來說，其氧化膜外側(cè)基本上是不含Cr的Fe2O3，內(nèi)氧化層則由混合的Fe2O3和Cr2O3組成，并且Cr含量由外向內(nèi)逐漸升高。具體研究內(nèi)容如下：將20碳鋼、12CrLMoV低合金和310不銹鋼分別在750℃和800℃下進行腐蝕（因為KCl的熔點是770℃）。 鐵基合金在KCl鹽膜下的腐蝕近年來，很多國家都在大力發(fā)展垃圾焚燒計劃，以減輕工業(yè)和市政垃圾對環(huán)境的壓力。在現(xiàn)實中，我們必須要控制介質(zhì)對合金的腐蝕。富Al氧化物內(nèi)層中有頗多的富Al硫化物。具體研究內(nèi)容如下：鐵基合金發(fā)生熱腐蝕反應后，其腐蝕產(chǎn)物大體上分為兩層，即與鹽混在一起的疏松氧化物層和緊靠金屬表面的相對較致密的氧化物層。 堿金屬硫酸鹽沉積對鐵基合金的腐蝕鐵基高溫合金，廣泛應用于民用鍋爐、火力發(fā)電站等工業(yè)鍋爐及其他燃燒裝置中。浸蝕過程如圖3所示。實驗和實踐都已證明，在Na2SO4和NaCl組合作用下的腐蝕程度要比兩者單獨作用的腐蝕程度嚴重得多。 氯化物和硫酸鹽的綜合作用由于在現(xiàn)實環(huán)境里，物體一般大都不會只受單一腐蝕因素的影響，往往是很多種腐蝕介質(zhì)同時共存產(chǎn)生錯綜復雜的影響，其中Na2SO4和NaCl共存的可能性相當大。一方面，氯化鈉（或蒸氣）直接與表層保護性氧化膜Cr2O3反應，生成易揮發(fā)的CrCl3（）：6NaCl+Cr2O3=2CrCl3↓+3Na2O另一方面，氯化鈉蒸氣通過氧化膜的微裂紋進入氧化膜和合金基體之間，反應生成的氣態(tài)氯氧化物的壓力足以使氧化皮向上浮動并破裂，從而造成大面積氧化膜的破損，）、c）所示。氣態(tài)浸蝕的臨界溫度較高，一半在700～750℃左右。合金表面沉積有鹽膜是產(chǎn)生熱腐蝕酸堿熔融機理的先決條件。當熔鹽中CrO42的濃度達到飽和時，熱腐蝕也就停止了，合金表面上保持著連續(xù)的Cr2O3保護膜。合金中如果表面上形成Al2O3膜，則可能存在下列反應；Al2O3+O2=2AlO2當熔鹽中存在氧離子活度梯度時，Al2O3膜在氧離子活度高的氧化物/熔鹽一側(cè)被溶解，而在熔鹽/氣體界面上再沉淀出來，此時Al2O3已是無保護性的。下面就從熱腐蝕的酸堿熔融機理、氯化鈉的腐蝕機理、硫酸鈉和氯化鈉的綜合腐蝕機理三方面進行熱腐蝕機理的介紹。高溫腐蝕包括高溫氧化腐蝕、鈉硫腐蝕、碳腐蝕、釩蝕及沖蝕。它的研制成功為我國高溫合金人材培養(yǎng)也起了非常重要的作用。鐵基高溫合金是以鐵為基，配以多種元素的合金化作用來提高其高溫機械性能和高溫抗腐蝕性能的特種合金。合金的相結(jié)構變化相應的影響了低溫熱腐蝕機制；GH2135合金的腐蝕總重量變化動力學曲線基本符合拋物線規(guī)律，在腐蝕條件為650℃100h時合金表面膜出現(xiàn)少量剝落，腐蝕溫度進一步升高，剝落現(xiàn)象變得嚴重。畢 業(yè) 設 計（ 論 文 ）題目表面改性GH2135合金高溫腐蝕性能研究 摘 要熱腐蝕在通常情況下為自由能降低的過程，而且是自發(fā)進行的，腐蝕過程中會導致一些金屬損耗，使得材料各個方面的性能下降，最終導致材料的失效，從而造成巨大的經(jīng)濟損失。實驗結(jié)果表明：GH2135合金添加了大量的Ni，Cr，Mo，B，Al，Ti等合金元素，組織形貌發(fā)生了明顯的變化，包括γ奧氏體枝晶軸和枝晶間一些合金元素富集，并出現(xiàn)硼化物(M3B2相)與γ 相的共晶成分時；熱處理后共晶組織量增加，并在合金晶界處形成M3B2及TiC二次粒子。隨著航空航天工業(yè)的迅速發(fā)展，為了滿足燃氣渦輪發(fā)動機的高推重比、高增壓比和高渦輪前溫度的三高要求，對高溫結(jié)構材料的要求也越來越高［1］。它對推動我國高溫合金的發(fā)展，特別是鐵基高溫合