1、序言

隨著新一代航天器的不斷發(fā)展，對空間機(jī)構(gòu)性能和輕量化提出了更高的要求。空間機(jī)械臂、地外天體采樣等裝置關(guān)鍵構(gòu)件普遍采用高強(qiáng)鋼制造，為提升承載能力和服役壽命，表面需進(jìn)行強(qiáng)化處理，以滿足高承載和長壽命使用要求。此外，為進(jìn)一步減輕飛行器重量，鈦合金、鋁合金等輕量化材料應(yīng)用需求迫切，然而該類材料表面硬度低、耐磨性差，使用中易產(chǎn)生表面變形和磨損，從而限制了其在航天機(jī)構(gòu)的應(yīng)用。為推動(dòng)航天構(gòu)件高性能、長壽命、高可靠和輕量化制造，就必須開展相關(guān)材料及產(chǎn)品的表面強(qiáng)化技術(shù)研究，賦予其關(guān)鍵服役性能，解決因表面硬度、耐磨性能不足而造成的服役壽命短、可靠性低等工程難題。

離子滲氮作為一種先進(jìn)的表面化學(xué)熱處理技術(shù)，通過在材料表面擴(kuò)散氮原子形成堅(jiān)硬的化合物層、擴(kuò)散層，從而提高硬度和耐磨性，具有表面硬化效果好、滲氮速率快、對精度影響小等突出優(yōu)點(diǎn)，是航天等領(lǐng)域精密構(gòu)件表層硬化較為理想的工藝技術(shù)[1-4]。本文重點(diǎn)圍繞航天典型金屬材料離子滲氮技術(shù)的最新發(fā)展情況進(jìn)行調(diào)研分析，系統(tǒng)總結(jié)了高強(qiáng)鋼、鈦合金和鋁合金離子滲氮技術(shù)研究進(jìn)展，旨在為相關(guān)材料航天高端裝備研制生產(chǎn)提供有益參考。

2 、高強(qiáng)鋼離子滲氮

為滿足大承載、高可靠在軌服役要求，航天器齒輪、軸、軸承等關(guān)鍵構(gòu)件普遍采用高強(qiáng)鋼制造。

隨著航天器承載能力、服役壽命的不斷提升，對構(gòu)件表面硬度、耐磨性等提出了更高的要求，離子滲氮作為一種高效、高精度表面強(qiáng)化技術(shù)得到了廣泛的研究和應(yīng)用。

VENKATESH等[5-7]系統(tǒng)總結(jié)了不同離子滲氮工藝對M50NiL軸承鋼組織和性能的影響。分析顯示，隨著滲氮溫度由460℃提高到590℃，滲氮層深度由80μm增加至223μm，460～560℃滲氮層主要由α'-Fe相和γ'-Fe₄N相組成，當(dāng)滲氮溫度超過575℃后開始形成FeN0.076，這一相轉(zhuǎn)變以及α'-Fe軟化導(dǎo)致材料硬度和耐磨性降低。LANDGRAF等[8，9]關(guān)于 X153CrMoV12高合金鋼研究顯示，隨著離子滲氮溫度（480℃、520℃、560℃）和時(shí)間（2h、4h、16h）的增加，滲氮層厚度逐漸增加，同時(shí)滲氮過程中還存在碳化物（M7C3）向氮化物（MN）轉(zhuǎn)變，由于該反應(yīng)速率較慢，因此易造成碳化物（M7C3）富集區(qū)滲氮層厚度較薄。RAO等[10，11]系統(tǒng)研究了離子滲氮對Cr-Mo-V高合金鋼耐蝕性的影響。研究結(jié)果顯示，經(jīng)500℃離子滲氮10h材料腐蝕速率明顯降低，原因在于氮化層ε-Fe_2-3N和γ'-Fe4N具有良好的耐蝕性，此外滲氮后α'-Fe固溶體在腐蝕過程中釋放的氮元素增加了腐蝕液的堿性，進(jìn)一步增強(qiáng)了材料的耐蝕性。

近年來，隨著3D打印技術(shù)的不斷應(yīng)用，國外圍繞增材制造高強(qiáng)鋼離子滲氮開展了大量研究。

GODEC等[12，13]關(guān)于增材制造18Ni300馬氏體時(shí)效鋼離子滲氮研究顯示，激光選擇性熔化法、粉末床熔合法制備的18Ni300鋼離子滲氮組織均存在一定的微裂紋現(xiàn)象，原因在于增材制造強(qiáng)烈的殘余應(yīng)力效應(yīng)，以及滲氮過程中N在基體晶體結(jié)構(gòu)的滲入，此外隨著滲氮的進(jìn)行ε-Fe_2-3N向體積較大的γ '-Fe₄N轉(zhuǎn)變，二者共同造成脆性氮化物層的開裂；試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，通過在離子滲氮前進(jìn)行時(shí)效去應(yīng)力處理或采用低溫滲氮等方法可有效抑制微裂紋產(chǎn)生，如圖1所示。OSTROVSKI等[14]研究了離子滲氮工藝對激光選擇性熔化18Ni300鋼組織和性能的影響。結(jié)果顯示，經(jīng)440℃滲氮處理1h、2h、5h，滲氮層相組成均為γ'-Fe₄N和ε-Fe₃N，硬度和耐磨性較基材獲得明顯改善，摩擦系數(shù)較基材小幅降低，其中滲氮2h力學(xué)性能最優(yōu)，見表1。NAKAMOTO等[15]關(guān)于選擇性激光燒結(jié)AISI 4130鋼離子滲氮研究顯示，隨著滲氮溫度升高，滲層深度增加、硬度降低，500℃滲氮層深度350μm、表面硬度680HV，550℃滲氮層深度400μm、表面硬度600HV，兩種滲氮工藝較基材硬度（330HV）和耐磨性均獲得明顯提升，其中500℃滲氮層主要由ε-Fe_2-3N組成，550℃滲氮層主要由γ'-Fe4N組成，前者較后者具有更高的硬度和耐磨性。

國內(nèi)哈爾濱工業(yè)大學(xué)、北京衛(wèi)星制造廠有限公司等圍繞航天高強(qiáng)度鋼離子滲氮開展了大量研究。

肖楊[16]關(guān)于M50NiL鋼研究顯示，不同離子滲氮工藝下滲層主要由γ'-Fe4N相、ε-Fe_2-3N相和α'N相組成，溫度對組織和滲層深度起主要作用，氮?dú)浔鹊纫蛩赜绊懖淮螅坏蜏兀?30℃）滲氮層主要為ε-Fe_2-3N相，具有較高的硬度，隨著溫度升高，ε-Fe_2-3N相逐漸向γ '-Fe₄N相轉(zhuǎn)變，表面硬度逐漸降低，如圖2所示。王紫陽等[17]研究了N2∶Ar比對38CrMoAl鋼離子滲氮組織及耐磨性的影響，結(jié)果顯示，隨著N₂、Ar混合氣體中N2體積分?jǐn)?shù)增大，滲氮層厚度增加，滲層表面硬度先增大后減小，其原因在于N2含量提高可增加滲層組織中ε-Fe_2-3N相含量；當(dāng)N2、Ar體積比為3∶2時(shí)，560℃滲氮10h耐磨性達(dá)到最優(yōu)，此時(shí)滲層深度達(dá)21.4μm，平均摩擦系數(shù)0.26，表現(xiàn)出良好的耐磨性。劉東靜等[18]對比分析了38CrMoAl鋼在NH3、N2混合氣氛以及純氨氣條件下離子滲氮效果，結(jié)果顯示，采用混合氣體滲氮4h、8h、12h，滲層深度分別達(dá)到107μm、325μm、363μm，均明顯優(yōu)于純氨氣滲氮，材料在4h時(shí)硬度達(dá)到峰值1000HV，韌性達(dá)到1級。ZHAO等[19]開展了300M超高強(qiáng)鋼低溫陰極輔助離子滲氮技術(shù)研究，結(jié)果顯示，隨滲氮溫度升高（250～450℃），試樣表面硬度逐漸增加，硬度由滲氮前650HV提高至1100HV，殘余壓應(yīng)力隨滲氮溫度逐漸升高，并在350℃達(dá)到峰值1490MPa，較滲氮前明顯提升（45MPa），當(dāng)滲氮溫度超過350℃后，由于氮化物組織粗化以及表面粗糙度增大，因此殘余應(yīng)力松弛并開始降低。HONG等[20]關(guān)于選擇性激光熔化18Ni300馬氏體時(shí)效鋼研究顯示，材料直接離子滲氮硬度和耐磨性明顯優(yōu)于在滲氮前進(jìn)行固溶、時(shí)效處理，其原因在于選擇性激光熔化18Ni300基材具有大量的亞晶界、位錯(cuò)堆積和纏結(jié)等微觀特征，可作為N元素快速擴(kuò)散通道，經(jīng)固溶、時(shí)效處理后這一微觀組織明顯削弱，從而減少了N元素?cái)U(kuò)散通道。

在我國空間站機(jī)械臂研制中，北京衛(wèi)星制造廠屬國際上首次將CF170超高強(qiáng)度材料用于大負(fù)載齒輪制造，該材料為國內(nèi)自主研制的新型馬氏體時(shí)效不銹鋼，峰時(shí)效態(tài)抗拉強(qiáng)度可達(dá)1700MPa，同時(shí)具有良好的缺口抗拉強(qiáng)度和斷裂韌度。由于CF170鋼碳含量較低（wC＜0.03%），表面硬度和耐磨性不高，機(jī)械臂研制提出CF170鋼精密齒輪表層離子滲氮強(qiáng)化需求[21，22]。陳曉紅等[23]研究了不同滲氮溫度對CF170鋼滲層組織及性能的影響，結(jié)果顯示，隨著滲氮溫度升高（480～540℃，8h）滲層深度不斷增加；表面硬度隨滲氮溫度升高逐漸增加并在500℃達(dá)到峰值，此后隨溫度升高而降低，見表2。其原因在于當(dāng)滲氮溫度超過500℃時(shí)滲層組織發(fā)生了粗化。經(jīng)過長期發(fā)展，我國在高強(qiáng)鋼離子滲氮技術(shù)方面獲得了長足進(jìn)步，以CF170超高強(qiáng)不銹鋼齒輪為代表的先進(jìn)離子滲氮技術(shù)和產(chǎn)品，有力支撐了空間站等重大工程研制。當(dāng)前，國內(nèi)在增材制造高強(qiáng)鋼離子滲氮方面較國外還存在較大差距，鑒于該類材料制品在航天領(lǐng)域日益廣泛的應(yīng)用，建議后續(xù)加強(qiáng)增材制造復(fù)雜構(gòu)件離子滲氮技術(shù)研究，可重點(diǎn)開展離子滲氮及滲氮前后熱處理協(xié)同優(yōu)化、大型復(fù)雜構(gòu)件深層均勻滲氮等技術(shù)攻關(guān)，進(jìn)一步提升我國航天等高端裝備研制能力。

3、 鈦合金離子滲氮

鈦合金具有高的比強(qiáng)度、耐蝕性及良好的低溫力學(xué)性能，在航天領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。然而該合金由于硬度低、摩擦系數(shù)高、易磨損，因此嚴(yán)重限制了其在機(jī)構(gòu)產(chǎn)品中的應(yīng)用。當(dāng)前，空間機(jī)構(gòu)輕量化、長壽命制造對鈦合金離子滲氮提出了迫切需求。

B H A V S A R等[24]研究了離子滲氮溫度對T i6Al-4V鈦合金組織和性能的影響。研究顯示，經(jīng)500℃滲氮處理5h（N₂∶H₂比為4∶1），基材α-Ti和β-Ti晶界處形成少量ε-Ti2N相形核，表面硬度為407HV；700℃滲氮處理后，ε-Ti₂N相長大并形成0.5μm滲層，硬度達(dá)到528HV；800℃滲氮后形成ε-Ti2N+δ-TiN雙相組織，滲層深度達(dá)到2μm，表面硬度達(dá)到1016HV，較基材硬度提高了約2.6倍。此外多項(xiàng)研究表明，氣氛組成對鈦合金離子滲氮具有顯著影響，采用N₂、H₂混合氣體較純N2可加快滲氮反應(yīng)速度，在N2∶H2比為4∶1混合氣體條件下，鈦及鈦合金滲層深度、表面硬度較純N₂條件可獲得有效提升[25-27]。

由于氮在鈦合金中擴(kuò)散較慢，因此一般采用相對較高的溫度（＞700℃）來產(chǎn)生足夠的氮化層深度，典型的鈦合金離子滲氮一般在700～1100℃處理數(shù)小時(shí)至幾十小時(shí)。有研究顯示，鈦合金經(jīng)高溫滲氮處理后表層/次表層形成的δ-TiN/ε-Ti2N復(fù)合組織斷裂強(qiáng)度較低，同時(shí)存在晶粒粗化現(xiàn)象，對材料的疲勞性能不利[28，29]。針對這一問題，一些學(xué)者開展了鈦合金低溫（600～700℃）離子滲氮技術(shù)研究。MORITA等[30]研究發(fā)現(xiàn)，低溫滲氮（620℃，24h）較高溫滲氮（880℃，1h）晶粒組織得到明顯細(xì)化，材料疲勞強(qiáng)度大幅提升，并保持與高溫滲氮相當(dāng)?shù)挠捕忍荻确植迹�同時(shí)還具備更優(yōu)的耐磨性和耐蝕性，其疲勞性能改善主要在于晶粒粗化得到了明顯改善。FAROKHZADEH等[31]研究顯示，TC4鈦合金采用600℃低溫離子滲氮24h，較900℃常規(guī)滲氮疲勞壽命提高2個(gè)數(shù)量級，同時(shí)抗拉強(qiáng)度提高13%，伸長率提高78%。為提升鈦合金低溫離子滲氮速率，研究人員通過表層晶粒細(xì)化、提高位錯(cuò)密度等非平衡缺陷來增加N原子擴(kuò)散通道，加速滲氮反應(yīng)，例如EDRISY等[32，33]通過對TC4鈦合金進(jìn)行噴丸前處理引入嚴(yán)重的塑性變形（Severe Plastic Deformation，SPD），經(jīng)600℃離子滲氮處理后滲層深度較未噴丸可提高50%。

國內(nèi)SHE等[34]研究了TA2鈦合金不同離子滲氮溫度下微觀組織及真空摩擦性能，結(jié)果顯示，滲層表面粗糙度、厚度和硬度隨著滲氮溫度（650～950℃）升高而增大；真空環(huán)境下（6.67×10^-4Pa）摩擦系數(shù)及磨損量隨滲氮溫度升高而逐漸降低，并在850℃達(dá)到最小值，此后隨溫度提高而增大，如圖3所示。其原因在于，滲氮溫度超過850℃時(shí)，會(huì)造成ε-Ti2N、δ-TiN氮化物脆性增大，基材開始形成β相片層結(jié)構(gòu)，以致滲層承載能力變差，且此時(shí)滲層粗糙度急劇上升，進(jìn)一步加劇滲層耐磨性降低。賀瑞軍等[35]關(guān)于TC4、TA7鈦合金離子滲氮研究顯示，兩種合金經(jīng)900℃處理10～50h，均形成由δ-TiN、ε-Ti₂N表層化合物層和次表層α（N）-Ti擴(kuò)散層組成的滲氮層，兩種合金滲層組織特征相似，滲層厚度可達(dá)80～140μm，表面硬度可達(dá)1250HV以上。羅鑄等[36]針對鈦合金精密零件表面強(qiáng)化需求，開展了活性屏離子滲氮技術(shù)研究，通過在零件外側(cè)增加一套與陰極高壓連接的金屬網(wǎng)狀圓筒作為活性屏，滲氮過程中氣體離子轟擊活性屏而不轟擊工件表面，從而使零件獲得更加均勻的溫度場，減小滲層不均勻及變形傾向。研究顯示，采用該工藝870℃滲氮8h，TC4鈦合金滲層深度由61.5μm提高至94.6μm，表面硬度由562HV提高至644HV，內(nèi)孔圓度由0.056mm降低至0.011mm。

當(dāng)前，國內(nèi)鈦合金離子滲氮技術(shù)研究主要集中在高溫滲氮，關(guān)于低溫條件下高硬度、大深度、抗疲勞滲氮技術(shù)的研究較國外還存在較大差距。隨著航天器鈦合金機(jī)構(gòu)應(yīng)用日益增多，以及承載能力和服役壽命要求的提高，開展相關(guān)研究具有很強(qiáng)的必要性，可結(jié)合噴丸等前處理開展形變促滲低溫離子滲氮技術(shù)研究，以支撐工程應(yīng)用。

4、鋁合金離子滲氮

隨著航天器不斷輕量化發(fā)展，鋁合金機(jī)構(gòu)應(yīng)用需求日益增多，然而鋁合金表面硬度低、耐磨性差、高負(fù)載情況下易發(fā)生磨損，嚴(yán)重限制了鋁合金機(jī)構(gòu)推廣應(yīng)用。由于氮化鋁AlN）具有高的硬度、耐磨性，以及良好的電阻率和導(dǎo)熱率，近年來鋁合金離子滲氮技術(shù)開始獲得關(guān)注和研究。GHAHRAMANZADEH等[37]開展了7075-T6鋁合金離子滲氮技術(shù)研究。結(jié)果顯示，經(jīng)400℃離子滲氮處理1h，鋁合金表面形成一層致密的顆粒狀面心立方AlN，深度約10μm，平均摩擦系數(shù)由0.6降低至0.19，磨損率僅為基材的34.5%。

VISUTTIPITUKUL等[38-40]針對鋁合金離子滲氮溫度較高、速率較慢的問題，提出一種“沉淀促滲”（Precipitate Accommodated Nitriding）離子滲氮技術(shù)，優(yōu)選時(shí)效強(qiáng)化型鋁合金常用的Al2Cu沉淀相作為促滲物質(zhì)，利用Al₂Cu與N元素的反應(yīng)活性，以基體中Al2Cu強(qiáng)化相作為AlN形核點(diǎn)，通過Al2Cu＋2N→2AlN＋Cu和Cu→Al₂Cu兩步反應(yīng)推動(dòng)滲氮反應(yīng)進(jìn)行，并以不斷形成的Al₂Cu、AlN兩相界面作為N元素快速擴(kuò)散通道，以實(shí)現(xiàn)鋁合金離子滲氮層的快速、低溫制備。基于該技術(shù)設(shè)計(jì)的Al-6Cu滲氮型鋁合金經(jīng)400℃離子滲氮4h，滲層深度達(dá)到100μm，AlN層形成速率達(dá)到7μm/ks，而純鋁550℃離子滲氮20h后，滲層深度僅為3μm，AlN形成速率僅為4×10-2μm/ks，如圖4所示。性能測試表明，Al6Cu鋁合金滲氮層表面硬度達(dá)到1200HV，摩擦系數(shù)0.13，磨損率1.5×10-⁵mm³/（N·m）；作為對比，A356鋁合金（Al-7Si-0.3Mg-0.1Zn）初始態(tài)基材摩擦系數(shù)0.31、磨損率7.1×10^-5mm³/（N·m），陽極氧化態(tài)摩擦系數(shù)0.56，磨損率2.6×10^-5mm^3/（N·m）；Al-6Cu鋁合金離子滲氮表現(xiàn)出良好的減磨、耐磨效果。

汲思宇[41]開展了純鋁表面離子滲氮技術(shù)研究，結(jié)果顯示，隨著滲氮溫度由440℃升高至480℃，滲氮3h后表面硬度由74HV提高到142HV，較基材硬度（20HV）顯著提高，繼續(xù)提高滲氮溫度至500℃，滲層深度和表面硬度均發(fā)生明顯降低，見表3。其原因在于滲氮溫度過高會(huì)造成一部分未滲入基材表面的氮離子轟擊已形成的滲氮層，從造而成滲層深度降低和硬度下降。

丁山林等[42]研究了ADC 12壓鑄鋁合金不同離子滲氮工藝對組織和性能的影響，結(jié)果顯示，隨著滲氮溫度升高（450～570℃）和時(shí)間延長（2～6h），表面AlN層厚度逐漸增大，如圖5所示。滲層結(jié)合力隨溫度升高至510℃達(dá)到峰值56.6N，隨后開始降低，高溫滲氮處理結(jié)合力降低的原因在于AlN晶粒粗化增加了滲層與基材間的熱應(yīng)力。此外，該研究還發(fā)現(xiàn)，隨著滲氮溫度的提高或滲氮時(shí)間的延長，滲氮表面摩擦系數(shù)減小、磨損率降低，570℃滲氮4h平均摩擦系數(shù)為0.087，較基材（約0.4）明顯降低，磨損率僅為基材的3.8%。張龍威[43]開展了不同氣氛對1050工業(yè)純鋁離子滲氮性能的影響，結(jié)果顯示，采用N2、Ar混合氣體（3∶1）制備的滲氮層表面粗糙度、致密度、厚度均明顯優(yōu)于純NH3滲氮，同時(shí)耐蝕性還可提升一個(gè)數(shù)量級。

由上述分析可知，鋁合金離子滲氮后表面一般可形成1～10μm厚的AlN層，能夠起到良好的減磨、耐磨效果。然而，由于工藝溫度較高（400～550℃），因此滲氮過程對鋁合金基體力學(xué)性能不可避免的產(chǎn)生一定的削弱。現(xiàn)階段國內(nèi)在鋁合金離子滲氮技術(shù)方面研究較少，技術(shù)水平較國外還存在較大差距。結(jié)合航天發(fā)展需求，亟需針對常用高強(qiáng)度2系、7系鋁合金開展離子滲氮工藝研究，加強(qiáng)“沉淀促滲”等新型離子滲氮材料和工藝攻關(guān)，提升鋁合金產(chǎn)品離子滲氮技術(shù)能力。

5、結(jié)束語

近年來，航天領(lǐng)域常用金屬材料離子滲氮技術(shù)獲得了較快發(fā)展。面向未來我國航天發(fā)展和應(yīng)用需求，當(dāng)前技術(shù)能力差距主要體現(xiàn)在以下幾方面。

1）增材制造金屬材料離子滲氮技術(shù)研究不足。

當(dāng)前國內(nèi)離子滲氮技術(shù)研究主要集中于傳統(tǒng)熔鑄制造材料，最新研究表明，同種成分增材制造和熔鑄制造金屬材料在滲氮?jiǎng)恿�學(xué)、殘余應(yīng)力演化、微缺陷控制等方面存在較大差異，傳統(tǒng)離子滲氮相關(guān)理論、工藝已難以滿足日益增多的增材制造構(gòu)件離子滲氮需求。

2）鈦合金、鋁合金等輕質(zhì)材料離子滲氮技術(shù)發(fā)展和應(yīng)用緩慢。

當(dāng)前，國內(nèi)鈦合金離子滲氮技術(shù)研究主要集中在高溫滲氮，材料滲氮后疲勞性能相對較差，尚未形成面向長壽命、抗疲勞制造的鈦合金低溫離子滲氮技術(shù)能力；同時(shí)，關(guān)于鋁合金離子滲氮技術(shù)研究較少，高溫滲氮導(dǎo)致的鋁基材性能降低等問題尚未得到有效解決，嚴(yán)重制約了該技術(shù)的工程應(yīng)用。

針對上述問題，面向航天器金屬構(gòu)件長壽命、高可靠和輕量化制造目標(biāo)要求，提出未來發(fā)展方向如下。

1）增材制造金屬離子滲氮技術(shù)。重點(diǎn)圍繞高強(qiáng)鋼、鈦合金增材制造構(gòu)件離子滲氮工藝以及滲氮前后熱處理協(xié)同等技術(shù)開展研究，重點(diǎn)解決復(fù)雜構(gòu)件深層均勻滲氮、殘余應(yīng)力調(diào)控與微裂紋抑制等難點(diǎn)問題，支撐增材制造技術(shù)在航天關(guān)鍵運(yùn)動(dòng)機(jī)構(gòu)的工程應(yīng)用。

2）輕合金離子滲氮技術(shù)。重點(diǎn)圍繞鈦合金離子滲氮表面強(qiáng)化與疲勞性能協(xié)同控制、鋁合金沉淀促滲等技術(shù)開展研究，解決離子滲氮帶來的鈦合金疲勞性能降低、鋁合金基材軟化等難點(diǎn)問題，加快推動(dòng)輕合金離子滲氮技術(shù)工程應(yīng)用。

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