王宗昊，姚萍屏，陶順強，陳招科，趙建，趙林

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工藝過程對火花塞用GH600鎳基高溫合金組織與抗氧化性能的影響

王宗昊1，姚萍屏1，陶順強2，陳招科1，趙建3，趙林1

(1. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083； 2. 株洲湘火炬火花塞有限責任公司，株洲 412000；3. 湘潭高耐合金制造股份有限公司，湘潭 411100)

采用鑄造–電渣重熔–鍛造–拉拔工藝制備火花塞用GH600鎳基高溫合金，研究工藝過程對合金的顯微組織、抗氧化性能尤其是氧化膜物相及結(jié)構(gòu)的影響。結(jié)果表明，鑄造合金晶粒較粗大，并存在許多孔洞和雜質(zhì)；電渣重熔能凈化合金、減少縮孔；鍛造和拉拔使得合金晶粒逐步細化。鑄造合金的表面氧化膜不完整且易剝落，在900 ℃氧化100 h后的質(zhì)量增加量為1.74 mg/cm2，隨著電渣重熔、鍛造、拉拔工藝的進行，氧化膜變得完整致密，鍛造合金和拉拔合金表面均出現(xiàn)結(jié)節(jié)狀氧化物，抗氧化性能逐漸提高，電渣重熔、鍛造、拉拔合金氧化后的質(zhì)量增加量分別降低到1.17，0.71和0.51 mg/cm2。鑄造、電渣重熔和鍛造合金表面形成雙層結(jié)構(gòu)氧化膜，外層主要為NiO和NiFe2O4，內(nèi)層為Cr的富集層。拉拔合金表面形成雙層結(jié)構(gòu)氧化膜后，其內(nèi)部又形成類似的雙層氧化膜，最終形成4層結(jié)構(gòu)的氧化膜。

鎳基高溫合金；關鍵工藝；抗氧化性能；恒溫氧化；氧化膜

火花塞電極是發(fā)動機點火系統(tǒng)的核心部件。點火時，火花塞電極間隙產(chǎn)生的電火花點燃混合氣體，混合氣體燃燒產(chǎn)生的熱能轉(zhuǎn)化為機械動能。現(xiàn)代發(fā)動機高壓縮比、高升功率的需求使得燃燒室內(nèi)的溫度不斷攀升，相應地，對火花塞電極材料的高溫抗氧化性能要求也更為嚴苛[1?3]。常規(guī)使用的S2P、S3P等鎳基高溫合金已難以滿足高性能火花塞用電極材料的要求，新型高溫合金GH600(國外牌號Inconel600)應運而 生[4]，學者們針對其抗氧化性能進行了研究。XIAO 等[5]認為，Inconel600合金在高溫(700~900 ℃)下的主要氧化產(chǎn)物為NiO和Cr2O3，在低溫(600 ℃)下主要氧化產(chǎn)物為NiO。HASHIM 等[6]的研究發(fā)現(xiàn)，循環(huán)氧化下，Inconel600合金在900，1 000和1 100 ℃下的循環(huán)氧化初期，表面形成均勻的Cr2O3，但在1 100 ℃下氧化層出現(xiàn)剝落。ABE等[7]研究了在800 ℃下4 MPa蒸汽壓力時Inconel600合金的晶粒尺寸對合金腐蝕行為的影響，結(jié)果表明其氧化分為2個階段，隨晶粒尺寸增加，合金氧化加劇。梅金娜等[8]研究了分別用硝酸–甲醇和硫酸–磷酸–水這2種不同拋光液電解拋光的GH600合金在高溫高壓水環(huán)境中的腐蝕行為，結(jié)果表明電解拋光對GH600合金表面成分與結(jié)構(gòu)有明顯影響，經(jīng)硝酸－甲醇溶液拋光后合金表面形成氫氧化物含量高的表面膜，在高溫高壓水中轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅苄圆?、富鉻程度低的氧化膜。GH600合金的抗氧化性能取決于關鍵工藝過程，上述研究均針對特定環(huán)境條件下該合金的抗氧化性能，但未研究關鍵工藝對抗氧化性能的影響。因此，本文作者采用鑄造–電渣重熔–鍛造–拉拔工藝制備火花塞用新型GH600鎳基電極材料，著重分析制備過程中，電渣重熔、鍛造和拉拔對鑄造態(tài)合金組織與抗氧化性能的影響，并分析抗氧化機制，為優(yōu)化GH600合金的性能提供理論基礎及技術指導。

1 實驗

1.1 GH600合金制備

所用原料為電解鎳(純度＞99.96%)，金屬鉻(＞98.5%)，純鐵(Si含量≤0.2%，C含量≤0.04%)，電解錳(純度＞99.7%)。表1所列為GH600合金的名義成分。針對鑄造–電渣重熔–鍛造–拉拔工藝制備的火花塞用新型GH600鎳基電極材料，分別采用以下4種工藝制備GH600合金；1) 鑄造：合金通過KGPS30?2.5型中頻感應爐熔煉和真空澆注成形，熔煉溫度為1 670 ℃。2) 鑄造–電渣重熔(以下簡稱電渣重熔)：鑄造合金在ZX1605型電渣重熔爐內(nèi)進行電渣重熔，電渣電流為3 800 A，電壓為48 V，電渣料為氧化鋁。3) 鑄造–電渣重熔–鍛造(以下簡稱鍛造)：電渣重熔后的合金，通過C41?750型鍛壓機進行鍛造，鍛造溫度為1 100 ℃。4) 鑄造–電渣重熔–鍛造–拉拔(以下簡稱拉拔)：采用C?103型拉拔機對鍛造態(tài)合金進行拉拔，拉拔線速度＜30 m/min。采用王水(濃鹽酸和濃硝酸體積比為3:1)將上述4種工藝制備的合金進行腐蝕，然后用KH7700型光學顯微鏡觀察其腐蝕金相組織。

表1 GH600合金的成分

圖1 GH600合金的制備工藝路線圖

1.2 高溫氧化實驗

首先對合金進行預處理。將鑄造，電渣重熔和鍛造這3種工藝制備的GH600鎳基合金用線切割加工成尺寸為15 mm×10 mm×3 mm的塊狀試樣，拉拔工藝制備的合金切割成尺寸為10 mm×4 mm×3 mm的長條形試樣。依次用180#，600#，800#和1 200#砂紙將試樣在磨拋機上進行表面研磨，然后用金剛石拋光劑拋光。用游標卡尺測量試樣的尺寸，計算其表面積，用無水酒精超聲波清洗去除試樣表面油污，每種工藝的合金取5個試樣。依據(jù)HB 5258—2000《鋼及高溫合金的抗氧化性能測定試驗方法》對GH600合金進行高溫抗氧化性能測試。將經(jīng)過預處理的合金試樣置于潔凈并燒至恒重的陶瓷坩堝中，然后放入微型箱式爐(控溫精度在±1℃)內(nèi)進行氧化實驗。實驗溫度為900 ℃，氧化時間100 h，氣氛為大氣環(huán)境。采用精度為±0.01 mg的電子天平稱量氧化前后坩堝和樣品的總質(zhì)量，采用差值法計算氧化后的質(zhì)量增加量，取5個樣品的平均值。用DX?2700B型X射線衍射儀分析氧化膜表面的相組成。用QUANTA FEG 250型掃描電鏡和能譜儀分析氧化膜的組織形貌及元素分布特征。

2 結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

圖2所示為鑄造–電渣重熔–鍛造–拉拔工藝制備 GH600鎳基高溫合金的不同工藝過程中，合金的金相組織與顯微形貌。由圖2(a)可知，鑄造合金的晶粒較粗大，并存在許多孔洞和雜質(zhì)。根據(jù)鑄造工藝特點可知，鑄造過程中金屬的散熱速度有限，因而內(nèi)部金屬熔體散熱緩慢，從而易使結(jié)晶顆粒迅速長大而形成粗大的晶粒。同時，隨著金屬熔體在凝固過程中溫度的下降，熔體內(nèi)氣體溶解度下降，導致氣體過飽和析出，最終在合金中形成氣孔。鑄造合金經(jīng)電渣重熔后，形成了具有明顯方向性且更粗大的柱狀晶，如圖2(b)所示，孔洞更加細小均勻。電渣重熔時，水冷結(jié)晶器的散熱能力強，溫度下降快，金屬熔體冷卻過程中沿著模壁垂直方向散熱遠高于橫向的擴散傳熱，因而主軸與模壁垂直方向的枝晶優(yōu)先長大，形成具有明顯方向性的柱狀晶[9]；此外，電渣重熔時熔渣對金屬熔體產(chǎn)生凈化作用，使得合金中的非金屬夾雜物含量顯著降低。由圖2(c)和(d)看出，經(jīng)過鍛造和拉拔，合金的晶粒明顯細化，同時孔洞缺陷進一步減少。經(jīng)過鍛造和拉拔的劇烈塑性變形，晶粒尺寸逐步細化，合金中儲存相當數(shù)量的彈性畸變能，使得其組織和性能都處于亞穩(wěn)定狀態(tài)。

2.2 抗氧化性能

2.2.1 氧化表面形貌與物相組成

圖3所示為制備過程中不同階段的GH600合金在900 ℃下氧化100 h后的表面SEM形貌。圖3(a)為鑄造合金氧化表面形貌，可見合金的表面氧化膜存在裂紋和剝落現(xiàn)象，表明氧化產(chǎn)物和基體的結(jié)合能力較差，且易產(chǎn)生裂紋。從圖2可知，鑄造合金中有很多孔洞、雜質(zhì)、偏析等缺陷，這些缺陷易導致合金氧化過程中生成的氧化物不均一，氧化膜不完整而易于剝落。鑄造合金中還含有許多雜質(zhì)元素，如S元素。已有一系列的實驗證明硫會削弱合金表面氧化膜的黏附性，易導致氧化膜剝落和裂紋擴展[10?11]。從圖3(b)看出電渣重熔合金的氧化膜完整，沒有出現(xiàn)裂紋和氧化膜剝落現(xiàn)象。一方面，電渣重熔工藝可明顯降低合金中夾雜物的含量，尤其是S元素含量降低，增加了合金表面氧化膜的黏附性；另外，電渣重熔采用的強制水冷方式使合金成分和組織更加均勻，減少縮孔等缺陷的產(chǎn)生，使得氧化膜比鑄造合金的氧化膜更加均一致密。

圖3(c)和(d)所示分別為鍛造合金和拉拔合金的氧化表面SEM形貌。由于鍛造和拉拔之前合金已經(jīng)過了電渣重熔處理，電渣重熔的凈化作用增加了合金表面氧化膜的粘附性，所以氧化膜較完整、致密。另外還看出鍛造和拉拔合金表面均出現(xiàn)了結(jié)節(jié)狀氧化物，拉拔合金表面的結(jié)節(jié)狀氧化物尺寸比鍛造合金的明顯減小。拉拔工藝使合金晶粒進一步細化，導致晶界密度增大，增加了活潑組元氧化物形成的位置，形成更多的活潑組元氧化物。已有研究表明，在晶界處形成的活潑組元氧化物會阻礙結(jié)節(jié)狀氧化物的生長[7]，所以拉拔合金表面的結(jié)節(jié)狀氧化物尺寸相比鍛造合金明顯減小。

圖2 不同工藝過程的GH600合金金相組織

(a) Casting; (b) Electroslag remelting; (c) Forging; (d) Drawing

圖3 不同工藝過程的GH600合金氧化表面SEM形貌

(a) Casting; (b) Electroslag remelting; (c) Forging; (d) Drawing

圖4所示為不同工藝過程的GH600合金氧化表面的XRD譜。由于XRD的有效檢測區(qū)間為固定范圍(通常為20 μm以下)，因此氧化膜的厚度會顯著影響XRD譜中的基體峰強。分析圖4發(fā)現(xiàn)，鑄造合金和電渣重熔合金的基體峰強遠低于鍛造態(tài)和拉拔后的合金，表明鑄造合金和電渣重熔合金的氧化膜較厚，合金抗氧化能力較弱。合金表面氧化物主要由NiO，Cr2O3和尖晶石氧化物等組成，鑄造合金表面氧化物中含有Cr2O3，而電渣重熔合金中未檢測到Cr2O3。結(jié)合前述的氧化膜表面形貌可知，鑄造工藝的特點使得氧化膜與基體的結(jié)合能力差，氧化膜表面存在裂紋和剝落，使部分內(nèi)層氧化膜暴露出來。

圖4 不同工藝過程的GH600合金氧化表面的XRD譜

2.2.2 截面形貌

圖5所示為4個不同階段的合金氧化后的截面形貌。由圖可見，鑄造合金、電渣重熔合金和鍛造合金的表面氧化膜均為雙層結(jié)構(gòu)。由圖5(a)可見，鑄造合金的外層氧化膜較厚，結(jié)構(gòu)疏松，厚度約46 μm，內(nèi)氧化層厚度較小。由于鑄造合金中存在雜質(zhì)和缺陷，使得外層氧化膜中存在孔洞和微裂紋，導致氧直接侵入，加速外層氧化膜的形成速度，因此外層氧化膜較厚。由圖5(b)可見，與鑄造合金相比，電渣重熔合金的外層氧化膜厚度減小，為27 μm，內(nèi)氧化層厚度增加，這是由于電渣重熔對合金的凈化和組織均勻化作用，使得氧化膜的粘附性增強，與基體合金結(jié)合緊密，從而降低外層氧化膜的形成速度。由圖5(c)看出，鍛造合金表面氧化膜的外層厚度進一步減小至23 μm，內(nèi)層析出條狀氧化物，且分布更加分散。由圖5(d)可見，拉拔合金的氧化膜為4層結(jié)構(gòu)，氧化膜總厚度僅為17 μm。

在多晶體中考慮到短路擴散的影響時，元素的有效擴散系數(shù)可用下式表示[12]：

eff=b+(1?)(1)

式中：eff為有效擴散系數(shù)；和b分別為體擴散系數(shù)和晶界擴散系數(shù)；為晶界的體積分數(shù)，=?/(為晶粒形狀的數(shù)值因子；為晶界寬度；為晶界之間間距)。從式(1)可知，b的值和(1?)的值決定有效擴散系數(shù)的值，在金屬中b/的值通常在104~106范圍內(nèi)[13]，因此對于有效擴散系數(shù)eff，b這一項占主導地位。當晶體中晶粒尺寸減小即值減小時，則增大，有效擴散系數(shù)eff隨之增大。經(jīng)過拉拔的合金，晶粒進一步細化，晶界體積分數(shù)迅速增大，有效擴散系數(shù)eff增大，即促進了合金中活潑組元(Cr、Fe)向表面的擴散，致使合金表面快速形成致密的氧化膜，從而提高合金的抗氧化能性能[14]。表2所列為不同工藝過程的GH600合金氧化100h后的質(zhì)量增加量，由表2可看出隨著4種工藝的逐步進行，合金氧化后的質(zhì)量增加量減少，表明合金的抗氧化性能增強，與圖5的分析結(jié)果一致。

圖6所示為拉拔合金氧化膜的截面形貌和EDS面掃描照片，結(jié)果顯示形成了4層結(jié)構(gòu)的氧化膜，其中第1層和第3層主要含有Ni，F(xiàn)e和O元素，第2層和最內(nèi)層主要含Cr和O元素。拉拔合金表面4層結(jié)構(gòu)氧化膜的元素分布具有一定的重復規(guī)律，可以看作是雙層結(jié)構(gòu)氧化層的重復形成過程。結(jié)合前述的XRD分析結(jié)果可知，第1層氧化物主要由NiO和NiFe2O4組成，第3層同第1層類似，第2層和第4層主要為Cr的富集層。

圖5 不同工藝過程的GH600合金氧化后的截面形貌

(a) Casting; (b) Electroslag remelting; (c) Forging; (d) Drawing

表2 不同工藝過程的GH600合金氧化100 h后的質(zhì)量增加

2.3 氧化機理

圖7所示為GH600鎳基高溫合金在900 ℃下的氧化機理示意圖。金屬的氧化反應與動力學和熱力學有關，根據(jù)金屬的氧勢大小可判斷其與氧的親和力強弱，氧勢越大的金屬與氧的親和力越強，越容易優(yōu)先氧 化[12]。合金中Cr，F(xiàn)e與O的親和力大于Ni與O的親和力，但由于Ni含量遠高于其它元素的含量，且NiO的生長比Cr2O3的生長快若干個數(shù)量級，故在氧化初期，形成外層為NiO、內(nèi)層為NiO和Cr2O3的雙層氧化膜。隨著氧化的不斷進行，生成的Cr2O3逐漸增多，O向內(nèi)的擴散逐漸降低，氧化速度放緩。O穿過NiO層向內(nèi)層擴散，而Cr、Fe向外層擴散。外層NiO雖然抗氧化性能有限，但能部分阻擋O的進一步擴散和大部分金屬元素的擴散。Fe原子相對較小，可以穿過NiO層與O發(fā)生氧化反應，生成Fe2O3以及NiFe2O4復合氧化物，使得表面生成結(jié)節(jié)狀氧化物[15]。隨后NiO和Cr的氧化物以及Fe的氧化物發(fā)生固相反應生成尖晶石氧化物：M2O3+NiO→ NiM2O4(M代表金屬元素)，從而外層形成NiO和NiFe2O4的混合氧化層，內(nèi)層則由NiCr2O4和Cr2O3組成，這種尖晶石保護層有效阻礙O向內(nèi)擴散和金屬元素向外擴散。合金晶粒細化時，晶界的體積分數(shù)增加，即增加了活潑組元在金屬中的擴散系數(shù)，從而降低溶質(zhì)元素由內(nèi)氧化轉(zhuǎn)變?yōu)橥庋趸さ呐R界濃度[12]。拉拔工藝使合金晶粒細化，降低了Cr、Fe元素由內(nèi)氧化轉(zhuǎn)變?yōu)橥庋趸さ呐R界濃度，從而使合金內(nèi)氧化逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橥庋趸?，在合金表面形成雙層結(jié)構(gòu)氧化膜后，在其內(nèi)部又形成類似的雙層氧化膜，最終形成4層結(jié)構(gòu)的氧化膜。

圖6 拉拔合金氧化后的截面SEM形貌和EDS元素分布圖

(a) Cross-section morphology; (b)~(e) EDS element distribution maps of O, Cr, Fe, Ni, respectively

圖7 GH600合金在900 ℃下的氧化機理示意圖

3 結(jié)論

1) 采用鑄造–電渣重熔–鍛造–拉拔工藝制備火花塞用GH600鎳基高溫合金時，鑄造合金晶粒較粗大，組織中含有較多的孔洞；電渣重熔能夠凈化合金、減少合金中的縮孔；鍛造和拉拔產(chǎn)生的大塑性變形使得合金晶粒逐步細化。

2) 鑄造合金表面的氧化膜不完整且易于剝落，合金的抗氧化性能較差，900 ℃下氧化后100 h后質(zhì)量增加量為1.74 mg/cm2。隨著電渣重熔、鍛造、拉拔工藝的進行，氧化膜變得完整致密，鍛造與拉拔合金表面還出現(xiàn)結(jié)節(jié)狀氧化物。電渣重熔、鍛造、拉拔合金氧化后的質(zhì)量增加量分別降到1.17，0.71和0.51 mg/cm2。

3) 鑄造、電渣重熔、鍛造合金的氧化膜均為雙層結(jié)構(gòu)，外層為NiO和NiFe2O4混合氧化物，內(nèi)層為Cr的富集層。拉拔合金表面形成雙層結(jié)構(gòu)氧化膜后，又在其內(nèi)部形成類似的雙層氧化膜，最終形成4層結(jié)構(gòu)的氧化膜。

[1] 陳件明, 陳小雙, 易華. 火花塞用鎳?銅?鎳復合側(cè)電極制造工藝的開發(fā)與應用[J]. 汽車電器, 2016(5): 53?54. CHEN Jianming, CHEN Xiaoshuang, YI Hua. Development and application of manufacturing technique of Ni-Cu-Ni composite ground electrode on spark plug[J]. Auto Electric Parts, 2016(5): 53?54.

[2] YOKOYAMA T. Electrode material for electrode of spark plug:United States Patent, US2012217433 (A1)[P]. 2012?08?30.

[3] 韓本忠. 汽車發(fā)動機技術發(fā)展趨勢分析[J]. 內(nèi)燃機與配件, 2018(7): 58?61. HAN Benzhong. The technical development trend of automobile engine[J]. Internal Combustion Engine & Parts, 2018(7): 58?61.

[4] 謝文杰, 謝菊泉, 侯江豐. 車用火花塞行業(yè)發(fā)展趨勢[J]. 汽車與配件, 1997(Z2): 23?25. XIE Wenjie, XIE Juquan, HOU Jiangfeng. Development trend of auto spark plug industry[J]. Automobile & Parts,1997(Z2): 23?25.

[5] XIAO J, PRUD HOMME N, LI N, et al. Influence of humidity on high temperature oxidation of Inconel 600 alloy: Oxide layers and residual stress study[J]. Applied Surface Science, 2013, 284: 446?452.

[6] HASHIM A A, Hammood A S, Hammadi N J. Evaluation of high-temperature oxidation behavior of Inconel 600 and Hastelloy C-22[J]. Arabian Journal for Science and Engineering, 2015, 40(9): 2739?2746.

[7] ABE F, ARAKI H, YOSHIDA H, et al. The effect of grain size on the corrosion behaviour of Inconel 600 in high-temperature steam[J]. Corrosion Science, 1981, 21(12): 819?842.

[8] 梅金娜, 韓姚磊, 薛飛, 等. 電解拋光工藝對600合金在高溫高壓水環(huán)境中腐蝕行為的影響[J]. 腐蝕與防護, 2016, 37(7): 558?564. MEI Jinna, HAN Yaolei, XUE Fei, et al. Effects of electropolishing processes on corrosion behaivor of alloy 600 in high temperature and high pressure water environment[J]. Corrosion & Protection, 2016, 37(7): 558?564.

[9] 鄭子樵. 材料科學基礎[M].第2版. 長沙: 中南大學出版社, 2013. ZHENG Ziqiao. Fundamentals of Material Science[M]. 2nd ed. Changsha: Central South University Press, 2013.

[10] IKEDA Y, TOSA M, YOSHIHARA K, et al. Detrimental effect of s segregation to adherence of Al2O3coating layer on stainless steels and superalloys.[J]. Transactions of the Iron & Steel Institute of Japan, 2007, 29(11): 966?972.

[11] 楊松嵐, 王福會, 朱圣龍. 硫偏聚對高溫合金氧化性能影響的研究進展[J]. 腐蝕科學與防護技術,2000, 12(6): 350?353. YANG Songlan, WANG Fuhui, ZHU Shenglong. Effect of sulfur segregation on the oxidation resistance of superalloys[J]. Corrosion Science and Protection Technology, 2000, 12(6): 350?353.

[12] 中國腐蝕與防護學會. 金屬高溫氧化和熱腐蝕[M]. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2003: 183. China Society for Corrosion and Protection. Metal High Temperature Oxidation and Hot Corrosion[M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2003: 183.

[13] 付廣艷, 劉群, 龍媛媛,等. 晶粒細化對Fe-Cr、Ni-Cr合金氧化行為的影響[J]. 腐蝕科學與防護技術, 2005, 17(6): 384?386. FU Guangyan, LIU Qun, LONG Yuanyuan, et al. Effect of grain-size reduction on oxidation behavior of Fe-Cr and Ni-Cr alloys[J]. Corrosion Science and Protection Technology, 2005, 17(6): 384?386.

[14] 李鐵藩. 金屬晶界在高溫氧化中的作用[J]. 中國腐蝕與防護學報, 2002, 22(3): 180?183. LI Tiefan. The role of metallic grain boundary in high temperature oxidation[J]. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection, 2002, 22(3): 180?183.

[15] 李建樹, 郭偉杰, 張繼祥, 等. Mn對Hastelloy N合金700 ℃氧化行為的影響[J]. 稀有金屬, 2017(7): 1?7. LI Jianshu, GUO Weijie, ZHANG Jixiang, et al. Effects of Mn on the oxidation behavior of Hastelloy N superalloy at 700 ℃ in air[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2017(7): 1?7.

Effects of process on the microstructure and anti-oxidation property of GH600 nickel-base superalloys for spark plug

WANG Zonghao1, YAO Pingping1, TAO Shunqiang2, CHEN Zhaoke1, ZHAO Jian3, ZHAO Lin1

(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Zhuzhou Xiang Torch Spark Plug Co., Ltd, Zhuzhou 412000, China; 3.Xiangtan High Alloy Manufacturing Co., Ltd, Xiangtan 411100, China)

Nickel-based superalloy used in spark plugs was prepared by casting-electroslag remelting-forging-drawing processes. The effects of the processing on the microstructure and oxidation resistance of the Nickel-based superalloys, especially the phase composition and morphology of the formed oxide layers were studied. The results show that, the grain size of casting alloy is large and pores and impurities were found. Electroslag remelting process can improve the purity of the alloy, while reducing the shrinkage of the material. The forging and drawing process can make the grain of the alloy refinement. The oxide layer on the surface of the casting alloy is incomplete and easy to peel off. Weight gain of the casting alloy after oxidation at 900 ℃ for 100 h is 1.74 mg/cm2. With the process of electroslag remelting, forging and drawing, the oxide layer becomes complete and compact. Nodular oxides appear on the surface of forging alloy and drawing alloy, and their antioxidant properties are gradually improved. Weight gainof electroslag remelting, forging and drawing alloys after oxidation are reduced to 1.17, 0.71 and 0.51 mg/cm2, respectively. Casting, electroslag remelting and forging alloys form a double-layer oxide layers, the outer oxide layer is mainly composed of NiO and NiFe2O4, while the inner oxide layer is an enriched area of Cr. After the double-layer oxide layer is formed on the surface of the drawing alloy, a similar double-layer oxide layer is formed inside the alloy, and finally a four-layer oxide layer is formed in drawing alloy.

nickel-based superalloy; key process; oxidation resistance; constant temperature oxidation; oxide layer

TG146.1

A

1673-0224(2019)02-161-07

國家自然科學基金資助項目(51475476)；粉末冶金國家重點實驗室資助項目(621020006)；湖南省戰(zhàn)略性新興產(chǎn)業(yè)科技攻關類重大核心技術項目(2015GK1034)

2018?11?05；

2018?12?20

姚萍屏，教授，博士。電話：13974870567；E-mail: ppyao@ csu.edu.cn

(編輯 湯金芝)