２．２ 物相組成和化學(xué)成分

由圖３可以看出：試驗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合金相比，６７３Ｋ 保溫５ｈ后，試驗合金表面 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，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，試 驗 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計算得到γＮ 相的晶格常數(shù)大于選用ｄ１１１計算得到的，因此不同加熱溫度 下 由 γＮ （２００）計算 得到 的 晶格膨脹率均高于由 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 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 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。

由測 試 結(jié) 果 可 知，試 驗 合 金 的 基 體 硬 度 為１６８ＨＶ。由圖６可以看出：加熱保溫前試驗合 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，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合金均無明顯鈍化區(qū)；不同溫度加熱后，試驗合金表面滲氮層的自腐蝕電流密度處于同一數(shù)量級，約為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，并低于－０．４Ｖ，這是由于不同溫度加熱后，試驗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。