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对于渗硼而言，温度是最重要的影响因子。随着渗硼温度的提升，渗硼层均变厚，同时也会使得渗层中的疏松、孔洞增加，同时，随着保温时间的增长，渗层增厚。对于普通渗硼而言，当渗硼加热之后继续保温时间文持在5小时以内的时候，渗层有非常明显的变厚情况；随着时间的推移，隔热，保温时间为进一步增长，时间作为扩散层厚度的条件就显得不是那么的重要了。
对于普通渗硼而言，有两种提高渗硼层硬度的主要手段，一是提高渗硼时进行加热的温度以及保温的温度，二是增加加热后继续进行保温的时间[1]。
对Cr12MoV这种冷作工具钢而言，采用渗硼、渗氮等化学热处理，可以大幅提高Cr12MoV耐磨性[3]。
渗硼层在金相显微镜下观察我们可以看到它的组织是由亮度高而颜色为白色的硼化物层和黑白相互交错间隔的过渡区这两个区域划分而成。对于冷模具钢的渗硼层中的物相进行分析研究可以发现其中占主要的相包括了FeB、Fe2B、（Fe、Cr）2B相、晶粒尺度较小的（Fe、Cr）3（C、B）相和块状的（Cr、Fe）7C3相组成。过渡区中的相主要存在块状（Cr、Fe）7C3相、须状Fe2（B、C）相、岛状的（Fe、Cr）3（C、B）相和颗粒及其细微的VC等杂质相及屈氏体等[3]。
美国H•C•Fiedler和W•J•Hayal发现，H11钢（含0.4%C、5%Cr热模具钢）经过渗硼后，硼化物和基体之间有一层比心部还软的软带[4]。通过大量试验发现，在相同的腐蚀介质条件（4%的硝酸酒精溶液或者P.P.P试剂）下，高碳钢与某些合金钢硼化物金相中存在须状等白色组织，而低中碳钢硼化物相之间存在一层黑色组织[5]。对于黑色的组织而言，究其形成原因，主要是因为表层存在的杂质元素(例如Si)被硼化物排挤，发生了逆浓度梯度扩散，而在渗层前沿发生了大量的聚集才产生了这样的黑色组织。而硅是形成这样的黑色组织中的主要因子，因为对于铁素体形成，硅元素Si做出了巨大贡献。如纯铁中加入2%Si，直到熔点仍可以保持铁素体状态。结构钢中含有1.75%Si就会封闭γ区，所以造成渗层前有硅的富集，即使在淬火条件下无法得到马氏体[6]。
与直接进行淬火的Cr12MoV工具钢试样相比较而言，经过渗硼处理之后的试样耐磨性能有明显的大幅提升：渗硼后进行淬火再回火处理的试样耐磨性相较渗硼后随炉冷却试样而言又有显著提升。这是因为：Crl2MoV钢表面经过渗硼后，硬度发生提高的效应，与此同时采用加入稀土化合物和工艺参数的优化的方式来在一定程度上将会改善渗硼层脆性，过渡区对硼化物的支撑作用受到加强，基体与渗硼层的结合程度也会因此提高，裂纹在次表层的形成终于得以减少并使得裂纹的进一步扩展也发生减缓[7]。
对于Cr12MoV钢经过渗硼处理之后渗硼层而言，它的脆性属于剥落脆性，而该渗层只在某一特定的方向上容易发生破裂。Cr12MoV作为冷作工具钢的一种，在经过了渗硼处理之后，可以获得显微硬度值高达1300HV渗硼层，而这使得Cr12MoV渗硼之后获得了优良的耐磨性能。当渗硼层表层的脆性敏感性增大，耐磨性则呈现下降的趋势[8]。
经过XRD分析，可以从渗硼层中发现碳、钼、铬杂质元素元素，表明渗硼层中存在铬与钼元素经过化学反应化合而成的原始碳化物，随着渗硼时间推移，它们在奥氏体中自始至终都没有完全溶解。对于Cr12MoV渗硼后试样而言，渗硼层中钒与锰元素含量比较少，有可能固溶于碳化物中或者以碳化物的形式夹在硼化物里；而铝和硅元素可能存在于渗层的缺陷处或者富碳区中[9]。
从渗硼剂中分离出来的活性硼原子，先在试样表面吸附并聚集，进而沿着奥氏体的晶界或碳化物的相界处向奥氏体晶粒中和试样内层扩散，当扩散中的活性硼原子浓度到达8．8％时，将在晶界或相界面上形成Fe2B的晶核，并且沿着各自的<002>的晶向方向生长，其中与晶界或相界面保持垂直关系的<002>晶向方向具有生长优势，而其他生长方向则因为相互抵触而终止[10]。在扩散的通道上，很多具有生长优势的晶核各自纷纷向奥氏体内生长，直到它们的生长晶体相遇，一个奥氏体晶粒就会被硼化物所覆盖，接着就开始下一个奥氏体晶粒内硼化物的生长．由于表层硼原子浓度较高，先生成的Fe2B则会再与硼原子结合产生FeB，所以在外层附近出现FeB相，而向内一些则出现Fe2B相[11]。
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