69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr合金的高温等温氧化行为

摘要

通过一系列实验研究了69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr（%wt））的等温氧化抗力某些温度变化为800、900和1000°C的合金，每个温度分别测试1、10、50和150小时。根据对测试结果进行的分析，可知氧化温度越高，氧化速度越快。至于氧化持续时间，测试时间越长，w越小每单位样品面积有八个变化，用倾斜图表示。本研究中发现的氧化物产物为Fe_2.O_3.、铁_3.O_4.,α状态”_2.O_3.、氧化镍、铬_2.O_3., NiCr_2.O_4.该合金在各温度下的氧化速率遵循对数方程，表明形成的氧化层非常薄，能够很好地保护金属表面。在800、900和1000°C温度下的氧化速率常数分别为5.15E-05、5.57E-05和6.74E-05 gr.cm^−2.分别地

1.介绍

相对较高的全球能源需求迫使相关政策提高电厂的效率，尤其是那些使用化石燃料的电厂，比如以煤为基础的蒸汽电厂。提高电厂效率可以通过提高蒸汽的压力和温度来实现。因此，需要能够在更高温度下使用的材料。这种材料应具有高的抗蠕变性以及高温腐蚀和氧化性。

与镍基超级合金相比，具有镍、铝和铬合金元素的先进铁素体钢具有较低的热膨胀系数和相对较低的价格，因此已成为电厂建设某些部分使用的替代材料[1.]此外，这些材料具有高温强度，这是由于在铁素体基体中出现了共格沉淀B2 FeNi（Al）α[2.,3.]．这种微观结构基本上类似于镍基超合金中发现的，但这些后来的合金具有奥氏体基质γ．晶格参数差异较小α-Fe（A2）和沉淀尼亚（B2）以及两相的类似晶体结构提供提供高强度的排序和一致性[4.]．因此，材料的强度或蠕变抗力随B2-FeNi(Al)析出相体积分数的增加而增大[5.]．

黄铜和同事[6.已经研究了Fe-Ni-Al-Cr合金并提到了Fe + 2.5的伪血管相图。％Al - Nial + 1.25。％Al。选择化学成分以产生合金的各种体积分数。通常含有B2-FENI（Al）的合金在铁氧体基质中均匀地分散α被称为铁素体高温合金[7.]．最近已经研究过的这些合金，主要集中在机械性能下以及高温下的微观结构变化[8.–10.]Yin研究了900°C下Fe-Ni-Cr-Al不同四元合金系统中的各种相混合物et al。[11.]．三个阶段的α- 有权，β-feni（al），和γ- 鉴定了 - austenite;合金70Fe3Cr12al15ni给了三个阶段α+β+γ， 70Fe6Cr15Al9Ni合金α+β．含两相的合金β+γ化学成分为70Fe3Cr9Al18Ni。添加Ni可提高韧性和高温强度，同时添加Ni和Al可促进B2 FeNi（Al）的析出，从而提高合金的蠕变抗力[12.]．因此，随着B2-FeNi(Al)体积分数的增加，合金的强度和抗蠕变性能提高。

用于高温应用的铁素体合金的抗氧化性依赖于形成一个连续缓慢生长的基于Al的保护垢_2.O_3.[13.]．铬添加可以改善高温氧化，因为Cr可以充当氧气吸气剂，这减少了al的外部连续层的关键铝含量_2.O_3.[14.]．因此，在B2- feni (Al)强化的铁素体合金中，Cr的参与会降低鳞片下基体中B2的溶解效能。

最近，我们开发了一种化学成分为69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr的铁素体合金，其B2 FeNi（Al）沉淀均匀地分散在铁素体基体中α.该合金含有“类骨”B2的沉淀物，沿一定的晶体学方向分散。该合金拟用于发电机的高温部件，尤其是煤基蒸汽发电厂。此类操作中使用的大多数高温部件要求高抗氧化性能。本文讨论了等温试验的结果l合金在800、900和1000°C下的氧化行为。

2.实验工作

本研究所用合金的化学成分为69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr（另有说明，成分以重量百分比表示），或相当于72.74 at%Fe、15.40 at%Ni、4.55 at%Al和7.31 at%Cr。合金制造的原材料为从PT ANTAM（Persero）Tbk.获得的低碳镍铁丸，纯铝（>99%）从PT获得。从Sigma Aldrich获得的纯铬和铁。为了获得合金的化学成分，如表所示设置原材料比例1..原材料在220V和75-90A的氩气吹扫单台小型电弧炉中熔化2分钟。为了生产重量为20克的均匀合金按钮，重复熔化5次。通过在水平管式炉purg中在1100°C下加热合金按钮24分钟，进一步均匀化用高纯氩气加热。

然后使用低速金刚石切割机切割均质合金按钮，以生产尺寸为6 mm x 6 mm x 1 mm的样品。样品在2000粒度下抛光，并使用超声波清洁器在丙酮中清洗。在氧化试验之前，对每个样品进行称重和表面积测量。在800、900和1000°C温度下加热样品1、10、50和150小时，进行等温氧化试验。在管式耐热电炉中。对氧化样品进行称重，以获得每个样品的重量变化。利用光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM）对样品进行了微观结构分析，其中附有能量色散X射线光谱仪。为了揭示基底的微观结构，在含有0.1 mL HF、3.3 mL醋酸和3.3 mL HNO的化学溶液中蚀刻均匀化合金和氧化样品_3.， 3.3 mL H_2.O.根据SEM图像，采用点计数法测定各样品基底中初生B2沉淀的体积分数。利用x射线衍射仪(XRD)对氧化样品表面形成的氧化物进行了鉴定。为了确定不同的氧化物在鳞片中的发生和分布，应用了x射线测图。

3。结果与讨论

69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr的均质合金样品基本上有两相，如图所示1.．可见棒状有序B2 (Fe,Ni)Al析出相均匀分布于铁素体-中α(α-Fe）基体。如图所示，这两个相的识别基于样品的EDX分析2.和3.．然而，与普通合金中的棒状析出相不同，该合金中的B2 (Fe,Ni)Al析出相更有可能是骨状析出相，在棒状析出相的两端都有类似骨骺的结构。在讨论含B2铁素体钢的文献中未发现此类析出相。大多数文献表明B2 (Fe,Ni)Al析出相具有立方或圆形结构[6.,8.,9]．高温加热合金改变了B2析出相的体积分数、形貌和尺寸。这些微观结构的变化在更高的温度下发生，特别是在1000°C，如图所示2.和3.B2的均匀化粒径约为1-2μ尺寸可达10个以上μ米的长度。

均匀化样品的体积分数为36.3%。在不同温度下加热合金会降低B2的体积分数。在800、900和1000°C下加热，B2的体积分数分别为33.6%、30.5%和26.6%。此外，还发现B2沉淀的体积分数随着加热时间的延长而降低，如所示图形4.．B2体积分数随时间的减小在颗粒粗化研究中得到了很好的认可[15.]．B2棒在800°C下的稳定性较高，合金加热150小时后，大多数B2沉淀仍为棒型。然而，在1000℃时，由于B2棒材的球化，B2棒材的形貌趋于圆形。这些B2析出相的体积分数和形态变化导致合金硬度下降，如图所示5.．

在大气条件下高温暴露合金样品导致合金氧化，并在合金表面形成含有各种氧化物的结垢。数字6.显示在800、900和1000°C下氧化150小时的样品上的鳞片。鳞片的厚度从非常薄的2左右不等μ在800℃下氧化的样品高达约8的相对厚μ在1000℃下氧化的样品中的m。尺度的ADS分析表明，尺度含有大多数氧化铝和氧化铬。没有B2沉淀出尺度下方的耗尽区，表明铝含量α-所有样品中的铁基体足以提供铝原子以形成铝_2.O_3.在鳞片。此外，所有样品均未发现内氧化现象。XRD分析结果如图所示7.，证实了铁的氧化物_3.O_4.、铁_2.O_3.、铬_2.O_3.,艾尔。_2.O_3.NiO和NiCr尖晶石_2.O_4.在所有样品表面均能检测到。认为氧化铁皮的外层主要是铁的氧化物_3.O_4.和铬_2.O_3.．

x射线测图结果进一步证实，在900℃和1000℃加热的样品鳞片中，大多数Al和Cr都含有，如图所示8.和9在900°C下氧化的样品基质中发现的颗粒，图8.，不是由内部氧化引起的，而是由铝引起的_2.O_3.预期包含在熔化期间形成的合金，因为它被相对厚的B2相包围。在1000℃氧化的样品的规模中，发现在上部形成的氧化铝以及尺度的下部。

铁的氧化物_2.O_3.、铁_3.O_4.并且据信在所有温度下都在氧化的第一阶段形成的FOO [16.,17.虽然这些氧化物在热力学上不如铝稳定_2.O_3.和铬_2.O_3.．随着时间的推移，铁下面的氧化物会耗尽Fe，从而富集Ni、Al和Cr。即使合金中镍的含量高于铝，从热力学上讲，Al_2.O_3.铬在该区域的富集将推动铬的形成_2.O_3..但是，Cr_2.O_3.比铝更不稳定_2.O_3.．因此,艾尔_2.O_3.会在铁氧化物的氧化皮下立即形成。这种氧化铝的形成减少了氧向内扩散到合金表面与其他阴离子相比，离子的尺寸更大[13.，使得铁离子向富氧区域的向外扩散减弱。Al的生长_2.O_3.层在尺度下方的合金中引起耗尽铝含量。因此，随着CR和Ni含量增加，Cr_2.O_3.NiO会形成，主要是铬的形成。Cr的形成_2.O_3.降低合金尺度界面上的氧压力，降低铁氧化物进一步形成的可能性[18.]．通常由阳离子向外扩散形成的NiO [19.]．然而，镍的尺寸相对较大²⁺除了NiO颗粒在CR层中的分散之外，NiO形成的NiO形成一层NiO的Gibbs自由能量将形成一层NiO。_2.O_3.. 这两种氧化物的反应或相互溶解可能产生镍铬尖晶石_2.O_4.在Dudziak Etal的研究中也发现了该层[20.]在Cr-Rich的Feni Hayness合金6 [17.]但在750°C的较低温度下。Bensch等人[21.]在900°C下氧化的GTD111镍基高温合金中发现此类尖晶石。这基本上是这两种氧化物之间反应的结果。铬和镍氧化物下方合金中铬和镍含量的耗尽导致氧化铝或氧化铝层的形成。

合金在800、900和1000℃下的抗氧化性可以从随时间的重量增加图中得到，如图所示10.. 可以看出，氧化初期氧化皮的厚度迅速增加，表明氧化初期的氧化速度非常缓慢。随着时间的延长，由曲线斜率表示的氧化速率随着时间的推移而降低。从增重数据可以分析氧化的动力学特征，并通过（1）线性绘制x与时间的关系（对于线性速率），（2）x与对数（t）的关系（对于对数速率）和（3）x来分析三个可能的方程^2.对于抛物线速率为t。桌子2.显示了所有可能的方程和不同的R^2.. 研究发现，在所研究的所有温度下，氧化动力学均遵循对数速率。这表明合金的氧化速度非常慢，形成的氧化物相对致密[20.].800、900和1000°C下的氧化对数速率常数为5.15E-05 gr.cm^−2.5.57 e-05 gr.cm^−2.， 6.74E-05 gr.cm^−2.，表明氧化速率随温度升高而升高。

Kofstad [22.通过绘制日志DW / A与日志T，提供了使用双对数图来评估氧化速率方程的方法。该方法可用于看到梯度或m的拟合，其中每个得到的线，其中1,2和3分别用于线性，抛物线或立方体。来自绘图结果的线条，如图所示11.，表明没有m值与线性、抛物线或立方体的值相符。因此，含有B2（Fe，Ni）的69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr的氧化行为的对数速率行为得到确认铝在800、900和1000°C下沉淀。在氧化早期形成的氧化铁氧化物生长非常快，随后氧化铝和尖晶石的生长非常缓慢，其作为小于5的致密薄鳞片μM，并显著降低了进一步氧化的速率。

4.结论

均匀化的69.5Fe-14Ni-9Al-7.5Cr合金具有均匀分布在整个铁素体中的B2（Fe，Ni）Al沉淀-α(α铁)矩阵。B2的形态为骨型，但随着温度的升高和时间的延长，B2的形态逐渐向圆形转变。此外，加热后B2相体积分数降低，合金硬度降低。样品表面形成的水垢由铁的氧化物组成_2.O_3.、铁_3.O_4.,α状态”_2.O_3.、氧化镍、铬_2.O_3., NiCr_2.O_4.，但由α状态”_2.O_3.和铬_2.O_3.．由于相对较薄的氧化层鳞片，在2至8μm，对所有氧化温度观察到对数型动力学。800,900和1000°C的氧化速率常数分别为5.15e-05 gr.cm^−2.5.57 e-05 gr.cm^−2.， 6.74E-05 gr.cm^−2.．

数据可用性

用于支持本研究结果的数据可根据要求从相应作者处获得。

的利益冲突

作者声明他们没有利益冲突。

参考文献

1. Z.B.Jiao，J.H. Luan，M.K.米勒，Y.C.Chung，以及C.T. Liu，“钢丝钢的共沉淀，以超高强度为新的时代，”目前材料，第20卷，第2期。3，页142-154,2017。查看在：出版商网站|谷歌学者
2. M. a . Muñoz-Morris和D. G. Morris，“Fe-Ni-Al合金的微观组织和力学行为”，材料科学与工程，A，第444卷，第1-2号，第236-241页，2007年。查看在：出版商网站|谷歌学者
3. C. Stallybrass, A. Schneider, G. Sauthoff，“(Ni,Fe)Al析出相对铁素体Fe-Al-Ni- cr合金高温力学性能的强化作用”，金属间化合物，第13卷，第2期12，页1263-1268,2005。查看在：出版商网站|谷歌学者
4. Z.Teng，G.Ghosh，M.Miller等人，“NiAl沉淀强化铁基合金晶格参数的中子衍射研究和建模，”Acta Materialia.，第60卷，第13-14号，第5362-5369页，2012年。查看在：出版商网站|谷歌学者
5. “抗蠕变NiAl强化铁素体合金的新设计方面，”Scripta Materialia.第68卷第2期6、pp. 384-388, 2013。查看在：出版商网站|谷歌学者
6. C.稳压和G.Sauthoff，“铁素体Fe-Al-Ni-Cr合金具有相干沉淀的高温应用”，“材料科学与工程，第387-389卷，第1-2号，第985-990页，2004年。查看在：出版商网站|谷歌学者
7. 黄胜，高勇，安凯等，“高温下沉淀强化铁素体高温合金的原位中子衍射研究，”Acta Materialia.，卷。83，pp。137-148,2015。查看在：出版商网站|谷歌学者
8. C. Liebscher, V. Radmilović， U. Dahmen等，“bcc晶格中化学有序的层次结构:铁素体Fe-Al-Cr-Ni-Ti合金形成的早期阶段，”Acta Materialia.，第92卷，220-232页，2015。查看在：出版商网站|谷歌学者
9. 王志刚，王志刚，王志刚，等，Fe-Al-Ni-Cr合金的微观组织和蠕变性能，材料科学与工程，vol . 18, no . 1, no . 1Acta Materialia.， vol. 71, pp. 89-99, 2014。查看在：出版商网站|谷歌学者
10. Z. jiao，J. luan，Z. Zhang，M. Miller和C. Liu，“高强度钢主要由纳米级沉淀物硬化”，“Scripta Materialia.，第87卷，第45-48页，2014。查看在：出版商网站|谷歌学者
11. F. YIN，C.WU，Z.LI，M. Zhao和Y. Liu，900的Fe-Cr-Ni-Al四项系统的相平衡^oC。”相平衡与扩散学报，第34卷，第3期，第181-187页，2013年。查看在：谷歌学者
12. y赵,问:方舟子,p .温,和刘y, y . Liu“蠕变行为作为位错爬过NiAl nanoprecipitates铁素体合金:界面应力和温度的影响,“国际塑性杂志，第69卷，第89-101页，2015。查看在：谷歌学者
13. P.Kofstad，“高温腐蚀”，摘自材料在高温腐蚀和防腐蚀， vol. 558, Elsevier Applied Science Publishers Ltd .， 1988。查看在：谷歌学者
14. P.Tomaszewicz和G.R.Wallwork，高纯铁铬铝合金在800℃氧化^oC、 金属氧化条款编号:75年,1983年。
15. h . j . Dorantes-RosalesFe-Ni-Al基合金中的沉淀过程，墨西哥国立政治学院(ESIQIE-CNMN)，墨西哥，2015。
16. P. J. Ennis和W.J. Quadakkers，“蒸汽氧化对高温植物的高强度马氏体钢结构使用寿命”的影响，“国际压力容器与管道学报，第84卷，第1-2号，第82-87页，2007年。查看在：出版商网站|谷歌学者
17. E.Essuman、G.H.Meier、J.Zurek、M.Hänsel、L.Singheiser和W.J.Quadakkers，“强化内氧化作为含水蒸气气体中Fe-Cr合金分离氧化的触发器，”Scripta Materialia.，第67卷，第9期，第845-848页，2007年。查看在：谷歌学者
18. N.Othman，N.Othman，J.Zhang和D.Young，“水蒸气对Ar/O中铬形成合金等温氧化的影响_2.和ar / h_2.大气压，“腐蚀科学，卷。51，不。12，pp。3039-3049，2009。查看在：出版商网站|谷歌学者
19. M. P. Taylor, H. E. Evans, S. Stekovic，和M. C. Hardy，“镍基高温合金RR1000在700-900°C温度下的氧化特性”，高温材料，卷。29，不。2，pp。145-150,2012。查看在：出版商网站|谷歌学者
20. T. Dudziak，M. Witkowska，W.Ratuszek和K.Chusciel，“蒸汽氧化Fe和Ni Rich Cr合金的XRD相调查”，铸造研究所学报，第7卷，第5期。4, pp. 265-276, 2017。查看在：谷歌学者
21. M. Bensch, A. Sato, N. Warnken, E. Affeldt, R. C. Reed，和U. gllatzel，“铝形成单晶镍基高温合金的高温氧化模型”，Acta Materialia.，第60卷，第2期15, pp. 5468-5480, 2012。查看在：出版商网站|谷歌学者
22. p . Kofstad高温腐蚀，第一版，材料在高温腐蚀和防腐蚀， Elsevier应用科学出版社，巴金，英国，1988。

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