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相比盐浴渗硼，等离子渗硼和气体渗硼等其他渗硼方法。固体粉末渗硼方法在简单性和成本效率方面具有优势。 因此，固体粉末渗硼法作为优选项最常见于各类试验中。在硼化处理过程中，由于 B 原子的扩散被吸收到基体表面的金属晶格中形成金属硼化物。根据铁硼相图，扩散到铁晶格中的硼形成了两种类型的硼化铁(FeB 和 Fe2B)。当从表面开始形成富硼相(FeB)时，由于硼浓度从表面向内部降低，富铁相(Fe2B)位于 FeB 相和基底材料之间。当双相硼化物层(FeB+Fe2B)在基体表面形成时，由于二者的热膨胀系数相差很大(αFeB= 23×10-6/℃;αFe2B= 7.85×10-6/℃)，因此在双相层的 FeB/Fe2B 界面经常观察到裂纹形成。相比含有 8.83wt% B 的 Fe2B(四方晶)相，含有约16.23 wt%B 的 FeB(斜方晶)相更脆，所以对于工业应用而言，单相结构通常比双相结构更理想。金属间硼化物单相或双相的形成取决于工艺温度，基体材料的化学成分，硼化介质的硼势和保温时间 。在文献中，研究了不同的硼源(B4C，无定形硼，硼铁等)，活化剂(NaBF4，KBF4，NH4Cl，Na2CO3等)和稀释剂(SiC,Al2O3等)的组合用于硼化工艺 [6-8]。Calik 等使用四种不同的工业化硼化物混合物(Ekabor 粉末)对 EN H320 LA 钢进行硼化，在钢上形成具有齿状形态的双相硼化物层。Campos-Silva 等 使用硼化物作为硼源，对 AISI 1018 钢进行硼化处理，得到锯齿状的单相 Fe2B 表面层。从动力学上说，一些扩散模型专门用于模拟各种铁合金上 Fe2B 层的生长动力学 [11][12]。这些模型考虑了受初始和边界条件影响的(Fe2B 与基体)界面处质量平衡方程的原理。除少数参考文献外，大多数模型都考虑了硼化物在 Fe2B 层形成过程中的保温时间的影响。这些动力学方法可以用作简单的工具，以便为给定的硼化条件选择最佳的渗硼层厚度。Türkmen 等 [13]以 H3BO3作为硼源，对 SAE1020 钢固体粉末渗硼，使用基于全因子设计的回归模型来估计硼化物层的厚度。估算出 SAE 1020 钢的硼活化能值为 183.15 kJ/mol。在渗硼层厚度的经验值与估计值之间进行了比较。绘制厚度等值线图以估计层厚随温度和时间的变化。
慕东等 采用固体粉末渗硼法利用渗硼剂 LSB 对球墨铸铁渗硼，获得单相(Fe2B)硼化物层，并对该渗层生长动力学曲线进行拟合，经回归分析计算出硼在试样中的扩散激活能约为 175 kJ/mol。Martin Ortiz-Domínguez 等 采用积分法研究了 AISI T1 钢的渗硼动力学，通过附加两个硼化条件对模型进行了试验验证。该模型可以估算 AISI T1 钢中硼扩散的活化能值为 212.76 kJ/mol，并与文献中提供的其他值进行了比较。通过求解由积分法得到的一组微分代数方程组，开发出了针对该扩散问题的数值解。这项研究的目的是分析 AISI T1 钢的渗硼动力学并研究 Fe2B 层的磨损性能。随着铁基粉末冶金零件向制造领域的深入，结构良好和轻质化的铁基粉末冶金产品越越受到人们的青睐，但是粉末冶金材料特有的孔隙的存在制约了其强度指标和摩擦学性能。然而，国内外关于粉末冶金材料的渗硼研究较少，对铁基粉末冶金材料的渗硼层生长动力学的研究鲜有报道。因此本文对铁基粉末冶金材料进行渗硼强化处理，研究其表面性能及渗硼层生长动力学，估算其渗层生长的扩散激活能，采用Rockwell-C粘附性试验评估渗硼层与基体的结合能力，为工业生产中选择渗硼工艺提供一定的数据基础。
1. Fe 基粉末冶金材料经渗硼处理后，试样在烧结温度为 1123 K 及 1223 K 条件下获得单相渗硼层 Fe2B，在烧结温度为 1323 K条件下获得双相渗硼层 (Fe2B+FeB)。渗硼处理后试样截面显微硬度约为 900-1530 HV0.5，大大高于基体硬度 200 HV0.5。
2. 渗层厚度随着烧结温度升高及保温时间延长而增加，渗层形状由明显的针齿状逐渐变得平滑，渗层中出现疏松及孔洞等缺陷，在烧结温度为 1323 K 时更为明显，破坏了试样渗层与基体的结合力，Rockwell-C 粘附性试验结果支持了这一点。
3. 本试验条件下，试样的渗硼层厚度为 35-183μm。烧结温度和保温时间与渗层厚度关系密切，且渗硼时间与渗层厚度的关系呈现出抛物线关系。厚度值的平方与渗硼时间符合阿瑞纽斯(Arrhenius)公式，呈线性关系，其扩散激活能为 164 kJ/mol。
4. 试样在 1223 K 温度下保温 5h 获得最低摩擦系数及最佳耐磨性，Rockwell-C 粘附性测试的结果表明该参数下获得的渗硼层的粘合强度质下量是可以接受的。
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