简介

固体粉末法渗硼是将工件放置于含硼的活性介质中，通过加热、保温和冷却，使硼元素被吸附并扩散渗入工件表面层以改变表面层化学成分和组织，从而使其表面具有与心部不同的特殊性能的一种化学热处理工艺。钛合金固体渗硼方法简单且更易控制，拥有较好的发展前景。对TC4 钛合金采用固体粉末法进行渗硼处理，并加入稀土进行硼稀土共渗，研究加热温度、保温时间、装罐方式和稀土等对渗层性能的影响1。

渗硼温度和保温时间的选择金属钛及其合金渗硼时所用的渗硼温度一般比钢铁件高并且钛较难渗硼， 因此提升温度和延长保温时间是获得较厚渗硼的必要手段。但温度低于1000℃时所需的热动能不足， 渗硼效果不理想，而高于1100℃时效果与1100℃基本相同且工件变形量较大，晶粒长大速度过快，工件容易变形。选用1000、1100℃作为渗硼温度。另外，随渗硼时间的不断延长，渗层厚度呈对数曲线关系上升，增加趋缓，选用10、12 和14 h 三种保温时间作为对比。

渗硼层的形貌分析TC4 试样外面的白亮层以及内表层的须状组织，有较为明显的渗层和过渡层。内表层的须状物呈一定角度楔入合金基体，与基体有机结合，渗层与基体之间楔合紧密，几乎没有裂纹和孔洞。

1100℃分别保温10、12 和14h 的试样在基体表面生成白亮产物，这些白亮的物质互相连成一片。白亮层由表面向心部逐渐变稀疏，颗粒呈等轴状，基体是典型的针状α+β 组织,且较之前1000℃的渗层更厚。结合后面XRD 相结构分析可知， 渗硼层由TiB2和B2O3等组成，渗硼层组织从表至里依次为TiB2-TiB2+B2O3-过渡层-心部基体组织。TiB2相的针尖端深深地插入过渡层中，过渡区通常与钛合金的化学成分关系极大。

加入稀土后渗层厚度增加，渗层中晶粒更细小致密，渗层表面无明显疏松、夹杂等缺陷。这是由于稀土元素化学活性强，半径较大，在钛合金中的固溶度很小，在晶界的吸附能力较强。因此，当稀土元素渗入钛合金表面后，将引起钛原子点阵的巨大畸变， 导致晶体中空位和位错缺陷数量增多，且B 原子优先在畸变区偏聚。这种偏聚有利于TiB2的形成，使试样在共渗初期就形成了较多的钛硼化合物。此外， 稀土元素的加入能加速渗剂的分解，促进活性B 原子的析出，提高了B 原子的浓度。这样，高的浓度梯度和大量晶格畸变促使渗层增厚。

同一温度下随渗硼时间的延长渗层厚度均增大，且渗层厚度的增长率慢慢下降，渗层最厚可达180μm。温度的影响大于时间的影响，在相同温度下保温时间为12 h 的比14 h 的渗层薄，但渗硼12 h 的渗层晶粒较细小，无晶粒粗大现象，晶粒比较致密。固态扩散主要是在高温下使渗剂中产生活性硼原子，活性原子在基体表面吸附，同时这些活性原子与表面的钛原子结合生成化合物或向基体内部扩散， 扩散进入基体内部的活性原子与晶界处的钛反应生成化合物。因此，升高加热温度和延长保温时间可以提高硼原子的扩散速率，为硼原子和基体中钛原子生成化合物提供了所需的吉布斯自由能2。

渗层XRD 检测TC4 表面渗层中主要是TiB2，可以推测，在高温下表层的Ti 与B 结合形成TiB2，TiB2呈薄的白亮层均匀地分布在TC4 钛合金表面。由于基体成分中含有氧原子，因此随着深度的增加TiB2相消失，B 扩散到基体中与O 形成了比TiB2硬度略小的B2O3硬质相。由表层到心部是由TiB2和B2O3的双相化合物过渡到B2O3单相化合物，然后与基体紧密结合。

磨粒磨损结果1000℃下随保温时间的延长，磨损速率依次下降，耐磨性得到提高。这是由于温度的升高和保温时间的延长促进了TiB2硬质相的形成，并使TiB2等轴晶粒的致密度增大，从而提高了表层的耐磨性。试样2a、2b、2c 的数据则反映出当温度和保温时间增加到一定程度时磨损速率开始上升，即耐磨性降低。这是由于高温度下保温时间过长会是晶粒粗大，致密性下降，硬度降低，耐磨性能降低。

分析原因，升高温度和延长保温时间无疑增加了B 原子的渗入量，有利于TiB2硬质相的形成。而B 原子具有阻碍晶粒长大的作用，可使片层组织等轴化，随B 原子数量的增多，等轴晶粒越多、越细小，致密度越大，硬度越高。表面硬度增加从而提高了表面耐磨粒磨损性能。对比试样3a 和2b，添加稀土后的试样3a 的磨损速率有所下降，这表明添加稀土后的共渗层比单渗B 渗层更致密，渗层中TiB2硬质相数量增多，柱状晶细化且过渡区增厚，耐磨性更好3。

渗层耐蚀性分析将硼-稀土共渗TC4 钛合金试样、单渗硼TC4钛合金试样及单纯TC4 钛合金基体试样在3.5%NaCl 溶液中做电化学腐蚀实验。

硼-稀土共渗及单渗试样的极化曲线阴极分支都遵从Tafel 规律。在3.5%NaCl溶液中， 各样品Ecorr的大小分别为单渗硼TC4>硼稀土共渗TC4>未经渗硼处理的TC4，在相同电位下，对应的自腐蚀电流密度也是呈单渗硼TC4