300M鋼的脫碳行為演化及防護(hù)研究

魏明剛, 羅恒軍, 張海成, 鄧 浩, 呂孝根, 陳龍慶, 唐 軍, 謝 靜

(1. 中國(guó)第二重型機(jī)械集團(tuán)德陽(yáng)萬(wàn)航模鍛有限責(zé)任公司, 德陽(yáng) 618000; 2.四川大學(xué)原子核科學(xué)技術(shù)研究所教育部輻射物理與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 成都 610065)

1 引 言

300M鋼(國(guó)內(nèi)牌號(hào)：40CrNi2Si2MoVA)是通過(guò)真空感應(yīng)/自耗熔煉獲得的低合金超高強(qiáng)度鋼, 其在40CrNiMoA鋼的基礎(chǔ)上, 提高了元素鎳和硅的含量、同時(shí)增加了元素釩, 多種合金元素的加入致使其性能更加優(yōu)良[1-3]. 在1 931～2 206 MPa的強(qiáng)度范圍內(nèi), 300M鋼的延展性、剛性和韌性等綜合性能較佳, 再加上其優(yōu)異的耐疲勞和蠕變性能[4], 因而被廣泛應(yīng)用于起落架、骨架零件、高強(qiáng)螺栓、機(jī)翼緊固件和吊掛零件等多種飛機(jī)的重要承力構(gòu)件制造[5-6]. 此外, 300M鋼在高溫下依舊能保持良好的強(qiáng)度, 淬火態(tài)表面耐磨性極高, 且沒(méi)有回火脆性[7], 因而在實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中, 熱處理過(guò)程通常是該合金鋼的標(biāo)準(zhǔn)化處理流程之一[8].

然而, 300M鋼在熱處理時(shí), 其表層碳濃度容易丟失, 這將對(duì)材料的性能產(chǎn)生重大影響[9], 因此熱處理的環(huán)境氣氛以及溫度控制要求非常高. 首先, 脫碳會(huì)導(dǎo)致鋼材中高硬度碳化物的流失, 降低珠光體含量, 使得材料表層發(fā)生軟化現(xiàn)象, 從而降低鋼件的表面硬度和整體強(qiáng)度, 影響材料疲勞性能[10]. 其次, 碳濃度呈現(xiàn)的梯度變化會(huì)導(dǎo)致材料表層與內(nèi)部之間的膨脹系數(shù)等參數(shù)發(fā)生變化, 容易引發(fā)應(yīng)力集中現(xiàn)象, 使其內(nèi)部萌生微裂紋, 影響材料的斷裂行為[11-12].

國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)鋼的脫碳行為進(jìn)行了研究. 例如, Mercier等人[13]建立了用表面法向壓痕確定擴(kuò)散層深度的模型, 該指數(shù)模型在預(yù)測(cè)正常壓痕硬度-深度分布和脫碳準(zhǔn)則方面取得了很好的結(jié)果. 田俊等[14]研究確定了中低碳高強(qiáng)鋼保溫時(shí)間、涂料防護(hù)等因素對(duì)脫碳層深度的影響, 發(fā)現(xiàn)脫碳層深度與保溫時(shí)間之間呈現(xiàn)拋物線關(guān)系. 目前, 已經(jīng)公開(kāi)報(bào)道的脫碳行為研究主要針對(duì)60Si2Mn鋼[15-16]、55SiCr鋼[17-18]和65Mn鋼[19-20]等常用彈簧鋼牌號(hào), 但對(duì)飛機(jī)用超高強(qiáng)度300M鋼的熱處理氧化、脫碳行為研究極少.

中國(guó)第二重型機(jī)械集團(tuán)德陽(yáng)萬(wàn)航模鍛有限責(zé)任公司在實(shí)際進(jìn)行鍛造的過(guò)程中, 需要對(duì)300M鋼進(jìn)行多次熱處理工藝, 之后加熱和鍛造過(guò)程均在空氣中進(jìn)行.結(jié)果發(fā)現(xiàn)最終的成型部件疲勞性能穩(wěn)定性和脫碳層達(dá)標(biāo)率低, 導(dǎo)致部件不合格, 造成較大經(jīng)濟(jì)損失. 本文對(duì)加熱過(guò)程中的變量進(jìn)行分析, 包括加熱溫度、保溫時(shí)間、表面涂層、表皮清理方式等, 探索上述條件對(duì)脫碳層深度的影響規(guī)律, 并對(duì)300M鋼的熱處理工藝進(jìn)行優(yōu)化.

實(shí)驗(yàn)所用300M鋼由萬(wàn)航模鍛有限公司提供, 經(jīng)表層氧化皮的清理后, 并將其切割成半徑為150 mm的四分之一扇形, 其形貌如圖1(a)所示. 隨后采用電火花切割機(jī)從該坯料上靠近中心部位取30 mm × 30 mm× 40 mm尺寸試樣, 共計(jì)36塊(見(jiàn)圖1(b)). 而切割面由于電火花切割的緣故可能導(dǎo)致出現(xiàn)氧化層, 因此進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn)之前, 首先對(duì)切割面進(jìn)行了磨拋處理. 為充分模擬鍛造加熱過(guò)程, 探究鍛造前加熱過(guò)程中的過(guò)程變量和控制機(jī)理, 磨拋后的試樣被置于箱式電阻爐(SX2-914TP)中進(jìn)行鍛造前模擬加熱. 本實(shí)驗(yàn)主要探究加熱溫度、保溫時(shí)間、表面涂層及氧化層清理行為等方面對(duì)300M鋼的表面脫碳層的影響. 其中加熱溫度分別為800、 900、 1 000、 1 100、 1 160、 1 180、 1 200 ℃, 保溫時(shí)間分別為1、 2、 3、 4、 5和6 h, 防氧化劑采用北京天力創(chuàng)玻璃科技開(kāi)發(fā)有限公司生產(chǎn)的GRF-45型金屬高溫防護(hù)涂料, 涂層涂覆后的樣品保溫時(shí)間分別為1、 2、 4和6 h, 而氧化層清理行為的變化主要是多次熱處理后300M鋼表面氧化層的拋丸處理. 上述樣品經(jīng)模擬鍛造加熱后, 再按照實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中進(jìn)行回火和淬火工藝處理, 最后經(jīng)拋丸清理處理氧化層后, 切開(kāi)樣品并拋光打磨, 采用硬度法進(jìn)行測(cè)量樣品的脫碳層厚度.

圖1(c)為硬度法測(cè)量樣品的示意圖. 該法通過(guò)多次測(cè)量樣品芯部的硬度, 取其平均值作為芯部硬度. 從樣品邊緣向中心進(jìn)行測(cè)量, 其間距為0.2 mm, 將大于芯部硬度值95%的臨近點(diǎn)判定為脫碳層厚度. 重復(fù)樣品邊緣至中心硬度測(cè)試3次, 取其最大值作為脫碳層厚度.

圖1 實(shí)驗(yàn)原料及處理方法: (a) 300M鋼坯; (b)取樣方案圖; (c) 硬度法測(cè)量脫碳層取點(diǎn)示意圖

該300M鋼為經(jīng)過(guò)油淬再回火處理后的試樣, 其初始組織形貌見(jiàn)圖2. 從圖2可以看出, 300M鋼初始組織呈現(xiàn)典型的片狀馬氏體形貌, 并且單個(gè)晶粒中馬氏體取向極為一致, 而不同晶粒的取向則有較大角度差. 通過(guò)高倍數(shù)SEM表征可以看出, 馬氏體間存在少量殘余奧氏體(圖2(b)插圖). 此外, 可能我們?cè)趯?duì)試樣進(jìn)行熱處理時(shí), 保溫時(shí)間不夠, 因而微觀組織中仍存在未徹底轉(zhuǎn)變的原始奧氏體(圖2(b)橢圓內(nèi)部分).

圖2 300M鋼初始組織形貌Fig.2 The initial microstructure of 300M steel

3.1 加熱溫度對(duì)300M鋼脫碳層深度的影響

圖3為300M鋼在800、900、1 000、1 100、1 160、1 180和1 200 ℃保溫2 h條件下的脫碳層深度統(tǒng)計(jì). 結(jié)果表明, 脫碳層深度整體隨加熱溫度的增加而呈上升趨勢(shì). 其中, 溫度由800 ℃上升至1 000 ℃時(shí), 脫碳層深度逐漸增加. 而由1 000 ℃升高至1 160 ℃時(shí), 脫碳層深度增加速率逐漸放緩. 繼續(xù)增大加熱溫度至1 200 ℃時(shí), 脫碳層深度又明顯增加. 脫碳層深度隨著加熱溫度的增加而發(fā)生明顯變化, 其原因主要是元素C和O在鋼材中的擴(kuò)散速率的增速不同. 當(dāng)溫度達(dá)到1 000 ℃后, 元素O在鋼的擴(kuò)散速度明顯增加, 能夠達(dá)到與元素C擴(kuò)散速度相近的水平, 故其宏觀表現(xiàn)為新脫碳層的增加厚度與老脫碳層的氧化厚度近乎相同.因此脫碳層深度在1 000～1 160 ℃加熱段的變化不大. 而當(dāng)溫度超過(guò)1 160 ℃時(shí), 元素C的擴(kuò)散速度又顯著快于元素O的擴(kuò)散速度, 故宏觀則表現(xiàn)為脫碳層深度出現(xiàn)明顯增加.

我們進(jìn)一步對(duì)1 160 ℃熱處理試樣微觀組織進(jìn)行了表征(拋丸去除表面氧化皮后), 如圖4所示. 從圖4可以明顯發(fā)現(xiàn), 300M鋼表層區(qū)域呈兩種組織形態(tài), 接近表面部分初始的馬氏體組織已經(jīng)無(wú)法分辨, 取而代之的是出現(xiàn)了大量球狀沉淀相, 而遠(yuǎn)離表面的組織仍為典型的片狀馬氏體. 高倍SEM圖可以看出, 近表面球狀沉淀相的數(shù)密度有顯著差異, 越靠近表面, 數(shù)量則越多, 并且從表面往深度方向看, 同一灰度下, 球狀沉淀相的顏色越來(lái)越深(圖4,(c)→(b)→(e)). 這些球化沉淀相的出現(xiàn), 實(shí)際上是源自于淬火300M鋼在重新加熱過(guò)程中, 滲碳體與ε-碳化物反應(yīng), 而后聚集形成的球化珠光體. 隨著加熱時(shí)間的增加, 這些珠光體中的C逐步擴(kuò)散至試樣表面并與空氣中的氧反應(yīng), 造成珠光體失碳現(xiàn)象, 并隨著表層深度的增加, 形成了具有碳含量梯度的珠光體組織. 值得注意的是, 遠(yuǎn)離表面的區(qū)域(圖4(d))出現(xiàn)了大量白色點(diǎn)狀組織, 這是高溫條件下馬氏體析出的碳化物. 無(wú)論是轉(zhuǎn)變的球化珠光體, 或者是析出碳化物后的馬氏體組織, 在宏觀上都會(huì)表現(xiàn)出比基體更軟的特性, 這就是300M鋼經(jīng)短時(shí)加熱處理后因表面脫碳變軟的本質(zhì).

圖3 加熱溫度對(duì)300M鋼脫碳層深度的影響

圖4 經(jīng)1 160 ℃保溫2 h熱處理后, 300M鋼表層微觀組織形貌:(a)近表面低倍SEM圖;(b～e)從表層到芯部組織演變圖

在前述基礎(chǔ)上, 我們進(jìn)一步探索在典型加熱溫度條件下, 不同保溫時(shí)長(zhǎng)對(duì)300M鋼表面脫碳行為的影響. 經(jīng)1 160 ℃保溫1、 2、 3、 4、 5和6 h后, 300M鋼脫碳層深度統(tǒng)計(jì)如圖5所示. 當(dāng)保溫時(shí)間小于3 h時(shí), 表面脫碳層深度始終較淺, 最大深度不大于1 500 μm. 這是由于300M鋼在加熱初期時(shí), 其溫度還未達(dá)到奧氏體化溫度, 該組織主要是鐵素體. 鐵素體與元素O的反應(yīng)相對(duì)于奧氏體而言更為劇烈, 因此隨著加熱過(guò)程的進(jìn)行, 300M鋼從表層開(kāi)始逐漸脫碳, 并延伸至300M鋼表層下部分深度, 使得該區(qū)域的鐵素體無(wú)法轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體, 其氧化速度較快. 因此, 在保溫3 h內(nèi), 300M鋼表層的氧化和脫碳達(dá)到平衡, 宏觀表現(xiàn)為該時(shí)間段下, 300M鋼的脫碳層深度始終維持在1 500 m以下. 當(dāng)保溫3～4 h時(shí), 脫碳層深度顯著提高, 超過(guò)2 200 μm. 這歸咎于該時(shí)間段內(nèi), 氧化層達(dá)到基體更深的奧氏體區(qū), 該區(qū)域的氧化速度顯著降低, 脫碳反應(yīng)取得競(jìng)爭(zhēng)優(yōu)勢(shì), 故其宏觀表現(xiàn)為脫碳層深度急劇增大. 而保溫4～5 h時(shí), 脫碳層深度變化同保溫初期相似, 呈現(xiàn)出的變化也較小. 這是因?yàn)槔^續(xù)增加保溫時(shí)間后, 表層的氧化皮達(dá)到一定厚度, 在300M鋼表層生成了一層致密的氧化層. 該氧化層對(duì)O向基體的擴(kuò)散以及基體中的C向表層擴(kuò)散均具有顯著的阻擋作用, 故此時(shí)脫碳速度與氧化速度再次達(dá)到平衡, 宏觀表現(xiàn)為脫碳層深度增速急速減緩. 但當(dāng)保溫時(shí)間繼續(xù)增加至6 h時(shí), 脫碳層深度又進(jìn)一步增塊, 表層脫碳深度恢復(fù)正常增速.

圖5 保溫時(shí)間對(duì)300M鋼脫碳層深度的影響

我們進(jìn)一步對(duì)300M鋼在1 160 ℃保溫4 h處理后的表面致密氧化層進(jìn)行了表征(經(jīng)過(guò)拋丸工藝去除表面氧化皮), 結(jié)果如圖6所示. 從圖6可以看出, 經(jīng)拋丸后, 表面疏松氧化皮已經(jīng)被完全去除, 并且300M鋼表層0.5 mm深度范圍內(nèi)出現(xiàn)了明顯的分層結(jié)構(gòu)(深灰區(qū)和淺灰區(qū)). 根據(jù)圖6(d)所示的高倍物相圖, 淺灰區(qū)為鋼基體, 典型片狀馬氏體組織.與圖4(d)不同的是, 經(jīng)過(guò)4 h保溫?zé)崽幚砗? 基體中并未析出點(diǎn)狀碳化物. 深灰色區(qū)域主要為不耐腐蝕的鐵素體, 為球化珠光體和馬氏體嚴(yán)重脫碳轉(zhuǎn)變而成. 我們觀察到, 在深灰色區(qū)域中也出現(xiàn)了大量白色組織, 并且該組織的數(shù)量隨深度的增加而增加(圖6, (f)→(e)→(g)→(b)). 該白色組織為馬氏體析出的滲碳體, 越靠近表面, 脫碳越嚴(yán)重, 滲碳體的含量越低, 因而出現(xiàn)了含量呈梯度變化的滲碳體組織. 此外, 我們還在界面處觀察到了未轉(zhuǎn)變完全的殘余珠光體, 如圖6(c)所示. 這表明, 隨著保溫時(shí)間的增加, 300M鋼表層組織的演化規(guī)律為：馬氏體→珠光體→滲碳體(析出相)→鐵素體.

圖6 經(jīng)1 160 ℃保溫4 h熱處理后, 300M鋼表層微觀組織形貌: (a) 近表面低倍SEM圖; (b～g) 從表層到芯部組織演變圖

此外, 所有經(jīng)過(guò)熱處理后的樣品表面都明顯被氧化, 且氧化層脆性易脫落. 但采用拋丸工藝處理后, 經(jīng)肉眼觀察其表面大部分氧化層已被清除. 為量化驗(yàn)證表層氧化層去除情況, 我們采用SEM及EDS進(jìn)行了氧含量測(cè)試對(duì)比, 結(jié)果如圖7所示. 對(duì)比圖7(a)和圖7 (b), 我們發(fā)現(xiàn)隨著保溫時(shí)間的增加, 300M鋼表面氧化層的深度明顯增大. 其中, 保溫1 h后的樣品表面氧化層深度大約為120 μm, 而保溫6 h樣品表面氧化層深度接近900 μm. 圖7(c)為保溫 6 h后樣品經(jīng)拋丸清理后的EDS結(jié)果.從圖7(c)可以看出, 經(jīng)過(guò)拋丸清理后的表面氧化層并未被完全清除掉, 大約有30 μm深度的氧化層殘留.該殘留的氧化層與基體結(jié)合強(qiáng)度大, 致密度也較高.已有研究證實(shí), 該致密氧化層能夠起到阻擋元素?cái)U(kuò)散作用, 包括碳向基體表面的擴(kuò)散以及氧向基體內(nèi)的擴(kuò)散.

圖7 熱處理后300M鋼的SEM和EDS結(jié)果: (a) 保溫1 h; (b) 保溫6 h; (c) 保溫6 h后經(jīng)過(guò)拋丸處理

接下來(lái), 我們進(jìn)一步研究防氧化涂層對(duì)300M鋼脫碳行為的影響. 將300M鋼的表面涂覆防氧化劑后, 于1 160 ℃下分別保溫1、 2、 4和6 h, 脫碳層深度統(tǒng)計(jì)如圖8所示. 從圖8可以看出, 與未涂覆防氧化劑的試樣相反, 保溫1～4 h內(nèi)脫碳層深度迅速增加, 但當(dāng)保溫時(shí)間超過(guò)4 h, 其脫碳層深度卻基本保持不變. 300M鋼在防氧化劑保護(hù)下, 表面的氧化層生成速度明顯降低.因此, 在1 160 ℃下保溫4 h內(nèi), 氧化層的厚度并不能對(duì)元素O和C的擴(kuò)散完全阻擋, 導(dǎo)致4 h內(nèi)的脫碳層厚度增加明顯. 當(dāng)保溫時(shí)間超過(guò)4 h后, 商用防氧化劑近乎失效, 因此300M鋼表面氧化層厚度迅速增加, 對(duì)元素O和C的擴(kuò)散重新進(jìn)行抑制, 宏觀表現(xiàn)為脫碳層深度近乎不變.

為了便于與前述樣品進(jìn)行橫向?qū)Ρ? 我們對(duì)保溫2 h熱處理后的試樣進(jìn)行表層微觀組織表征, 結(jié)果如圖9所示. 為了考察防氧化涂層對(duì)氧化皮和脫碳層的影響, 該樣品在加熱完成后并未經(jīng)過(guò)拋丸去除氧化皮處理. 從圖9可以看出, 萬(wàn)航模鍛公司所采用的涂層的確有較為出色的防氧化效果. 經(jīng)過(guò)2 h熱處理后, 300M鋼表面氧化皮厚度僅50 μm左右(未經(jīng)涂層防護(hù)樣品, 2 h熱處理后單邊尺寸損失約1 mm, 氧化皮厚度約500 μm), 并且氧化皮下的基體組織總體仍呈現(xiàn)為片狀馬氏體組織(圖9(a)), 同時(shí)伴隨少量球化珠光體生成(圖9(b)). 相比于圖4, 同樣熱處理?xiàng)l件下, 防氧化涂層有效阻止了空氣中的氧向鋼基體的擴(kuò)散, 抑制了球化珠光體的生成, 這也解釋了涂覆了涂層的試樣脫碳層深度小于裸樣的原因和機(jī)制.

圖8 300M鋼表層涂覆防氧化劑后保溫時(shí)間對(duì)脫碳層深度的影響

3.4 300M鋼氧化-脫碳行為的熱力學(xué)機(jī)制

從熱力學(xué)角度而言, 脫碳是碳鋼表面的碳原子在高溫加熱時(shí)擴(kuò)散到基體外部,與外部的氧化性氣氛發(fā)生反應(yīng), 最終導(dǎo)致碳鋼表面的碳原子發(fā)生缺失的一種現(xiàn)象. 在高溫下, 通?？烧J(rèn)為脫碳過(guò)程發(fā)生如下幾種反應(yīng)：

[C]+CO2=2CO

[C]+H2O=CO+H2

脫碳層從組織形貌上分為部分脫碳層和完全脫碳層. 部分脫碳層的出現(xiàn)是由于鋼表面的碳擴(kuò)散產(chǎn)生了濃度梯度.當(dāng)鋼的碳濃度從表面到內(nèi)部都處于γ相區(qū)時(shí), 鋼的表面碳濃度含量較低, 從表面到內(nèi)部碳含量依次遞增, 直到鋼內(nèi)部的原始基體. 因此, 脫碳層組織由表面的鐵素體到中間逐漸出現(xiàn)珠光體, 形成鐵素體與珠光體的混合組織.其中珠光體含量比例一直增大, 再到鋼的原始組織, 這樣表層就形成了部分脫碳層. 如果表層碳濃度低, 冷卻后室溫組織為鐵素體單相組織, 則會(huì)形成完全脫碳層, 完全脫碳層在光學(xué)顯微鏡下呈亮白帶狀.

圖10 300M鋼加熱過(guò)程中氧化過(guò)程與碳化過(guò)程的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制示意圖

從熱力學(xué)角度而言, 加熱爐中300M鋼與空氣中各種氣體的反應(yīng)實(shí)際上是脫碳與氧化反應(yīng)的競(jìng)爭(zhēng)的過(guò)程, 其具體機(jī)制可用圖7說(shuō)明. 從左圖看, 300M鋼中的C的初始狀態(tài)呈現(xiàn)彌散性均勻分布, 空氣中的O2與300M鋼體中的C在室溫下幾乎不發(fā)生反應(yīng). 但隨著加熱過(guò)程的進(jìn)行, 表層C開(kāi)始與O2進(jìn)行反應(yīng), 生成COx并揮發(fā)(脫碳反應(yīng)), 而基體中的C由于碳梯度的存在而向表層進(jìn)行擴(kuò)散. 最終, 熱處理后的300M鋼的表層出現(xiàn)全脫碳層, 而更深區(qū)域出現(xiàn)半脫碳層. 從右圖看, 300M鋼在室溫中的Fe與O2反應(yīng)較為緩慢, 但是隨著加熱的進(jìn)行, Fe與O2的反應(yīng)越發(fā)劇烈并生成FeOx(氧化反應(yīng)), 表現(xiàn)為表層出現(xiàn)氧化層. 最終, 加熱后的300M鋼表面出現(xiàn)較厚一層氧化層. 總之, 脫碳與氧化是同時(shí)進(jìn)行的, 當(dāng)脫碳速度大于氧化速度時(shí), 就會(huì)出現(xiàn)脫碳層; 當(dāng)脫碳速度小于氧化速度時(shí), 則不會(huì)出現(xiàn)脫碳層.

4 結(jié) 論

本文通過(guò)對(duì)不同熱處理工藝處理后的300M鋼的脫碳層深度進(jìn)行研究, 以改善300M鋼鍛造前的熱處理工藝. 通過(guò)以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果, 我們得出以下結(jié)論：(1) 在未涂覆防氧化劑時(shí), 加熱溫度與脫碳層深度總體呈正相關(guān). 但是加熱溫度在1 000～1 160 ℃時(shí), 隨著加熱溫度的升高, 脫碳層深度并無(wú)明顯增加. (2) 在未涂覆防氧化劑時(shí), 保溫3 h內(nèi)脫碳層的深度變化很小. 但超過(guò)該保溫時(shí)長(zhǎng), 脫碳層深度急劇增大. (3) 在涂覆了防氧化劑時(shí), 1～4 h保溫時(shí)間內(nèi), 保溫時(shí)長(zhǎng)的增加對(duì)脫碳層深度具有明顯促進(jìn)作用. 但保溫4 h后,脫碳層深度幾乎不變. (4) 300M鋼經(jīng)熱處理脫碳后表面硬度降低, 其本質(zhì)為：全脫碳區(qū)源于淬火馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w, 半脫碳區(qū)源于馬氏體析出碳化物. (5) 隨著保溫時(shí)間的增加, 300M鋼表面組織演化規(guī)律為：馬氏體→珠光體→滲碳體(析出相)→鐵素體. (6) 防氧化涂層能夠有效抑制表面氧化皮的生成, 但其防護(hù)時(shí)長(zhǎng)有限. 同時(shí), 涂層還能有效阻止空氣中的氧向基體的擴(kuò)散以及抑制球化珠光體的生成.