离子氮化是一种能够改变工程材料表面性能的化学热处理方法，通过离子氮化可以显著提高工件的表面硬度、耐磨性、耐腐蚀性和疲劳抗力等^{[1, 2]}，其具有氮化温度低，工件变形小、氮化速度快，氮化时间短、渗层组织可控、适用材料种类多以及节能环保等优点^[3]。

在氮化钢中，合金元素的种类和含量对氮化性能有很大影响，其中铝是最重要的强氮化物形成元素之一^{[4, 5]}。目前38CrMoAl钢是使用最广泛的加铝氮化钢，对其离子氮化工艺和性能研究的报道很多^{[6, 7]}。虽然经过多年的发展，但是加铝氮化钢的种类仍然很少，对加铝钢离子氮化的工艺和性能的报道也相对单一。张汝华等^[8]研究了30CrMnAl钢(铝质量分数为0.58%)的离子氮化工艺及其性能，结果表明，与38CrMoAl钢相比，30CrMnAl钢的机加工性能更好，特别是离子氮化后渗层脆性更低，表层不易剥落。高桂芬等^[9]对30CrMoAl低铝氮化钢的性能进行了研究，经过离子氮化后，30CrMoAl钢可以获得比20CrMnTi钢和40Cr钢更高的表面硬度、较理想的渗层深度和较高的耐磨性。

氮化型钢中加入适量的铝元素可以减少脉状组织，改善渗层质量和性能，提高材料的使用寿命，但对离子氮化的工艺也造成一定的影响。SDAH13钢是加铝型氮化钢，主要用于热铝挤压模具，文中主要研究了SDAH13钢的离子氮化工艺和高温磨损性能。使用光学显微镜(OM)、显微硬度计、SEM和XRD等表征了不同铝质量分数的SDAH13钢离子氮化层横截面的微观组织、硬度梯度、物相组成等；使用高温摩擦磨损试验机和光学轮廓仪测量了氮化处理前后试样在同一温度下的磨损量，探究铝对SDAH13钢离子氮化的高温磨损性能的影响。

选用4种不同铝含量的SDAH13钢，其成分如表1所示。将不同铝含量的氮化钢进行1 030 ℃真空油淬及580 ℃×2 h和590 ℃×2 h二次回火，硬度为46~48 HRC。将热处理后的材料线切割成尺寸为12 mm×12 mm×5 mm的氮化试样以及尺寸为10 mm×10 mm×36 mm的高温摩擦磨损试样，并用18 μm(800 目)的砂纸将需要氮化的表面打磨光滑。

试验在LDMC-75F型脉冲电源辉光离子氮化炉中进行，以氨气作为氮源，固定氨气流量600 mL/min，离子氮化电压800 V。以氮化钢的铝质量分数、离子氮化的温度、保温时间和炉压等4因素4水平进行正交试验，得出较优的离子氮化工艺参数，在该工艺条件下再进行单变量试验，其目的一是验证正交试验的工艺参数，二是比较铝含量对SDAH13钢离子氮化性能的影响。正交试验和单变量试验参数分别如表2和表3所示。

利用Nikon LV150型倒立式光学显微镜检测白亮层的连续性；用使用MH-3型显微硬度计测量氮化试样横截面的硬度梯度，在同一深度测量3个点，并将平均值作为该深度的显微硬度值；按照GB/T 11354-200采用硬度梯度法，将高于基体50 HV_0.1的深度作为离子氮化层的厚度。

采用D\MAX-2500V型X射线衍射仪检测各氮化试样表层物相组成，测试功率8 kW，靶材为铜靶；使用BRUKER UMT-3高温摩擦磨损试验机测试SDAH13钢氮化前后在500 ℃时的摩擦磨损性能，摩擦磨损试样的尺寸为10 mm×10 mm×36 mm，对磨材料为Al₂O₃球，对磨方式为滑动摩擦，摩擦状态为干摩擦，载荷20 N，磨损时间60 min，磨损频率5 Hz；使用SUPRA 40/40VP扫描电子显微镜观察氮化试样经摩擦磨损试验后的横截面组织和磨痕形貌。

按照正交试验表所示的参数进行了离子氮化，试验结果主要考虑渗层厚度(μm)、白亮层连续性及厚度(μm)、表面硬度(HV)及硬度梯度等评价标准。由于白亮层和硬度梯度(如图1所示)无法直接量化，故采用评级的方法，级别为0级至10级，白亮层等级评级标准如表4所示，硬度梯度根据曲线在平缓程度划分等级，最平缓的为10级，最陡峭的为0级，中间依次划分。试验数据采用均值和极差的分析方法确定最佳工艺参数。具体试验检测结果见表5。

图1 各因素对渗层厚度平均值的影响 Fig.1 Influence of various factors on average value of the layer thickness

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对正交试验结果运用极差的分析方法进行分析，对渗层厚度来说，铝挤压模具的渗层厚度越厚，氮化质量越好。由表6中极差的大小可知，各因素对渗层厚度影响程度的主次顺序依次为(氮化温度、铝含量、时间、炉压)或(氮化温度、时间、铝含量、炉压)，结合图1可知，最佳的离子氮化工艺为A1B3(B4)C3D1，即w_Al=0.01%，T=540 ℃(或560 ℃)，t=14 h，P=300 Pa。运用相同的方法，对表面硬度而言，A、B是显著因素，且最优组合为A4B1C3D4；就白亮层连续性及厚度而言，最优组合为A1B3C2D2；对于硬度梯度而言，最优组合为A3B3C4D2。由于渗层厚度和硬度梯度对渗层质量有重要影响，离子氮化时间选择水平3较好，铝质量分数选择水平1或3。所以，最终选取的氮化工艺条件为A3(或A1)B3C3D2，即w_Al=0.76(或0.01)，T=540 ℃，t=14 h，P=400 Pa。

在正交试验基础上，根据表3所示的工艺参数进行单变量试验，在540 ℃-14 h-400 Pa-800 V条件下4种铝含量的SDAH13钢的渗层情况(见图2)。在相同工艺条件下，随着铝含量的升高，渗层厚度呈下降趋势，特别是Al_1.33-SDAH13钢，其渗层厚度只有160 μm左右，这主要是由于随着钢中合金元素含量的提高，特别是Mo，Cr、V、Ti等过渡元素，使N在α-Fe中的溶解度提高^[1]，Al虽然不直接改变N的溶解度，但是Al与N的亲和力很强，可形成弥散的合金氮化物，它可以降低N的扩散系数^[10]。另外，氮化试样表面硬度随着铝含量的上升而提高，Al_1.33-SDAH13钢的表面硬度可以达到1 200 HV_0.2，由于渗层不厚，导致Al_1.33-SDAH13钢的硬度梯度走势特别陡(见图3)，影响了渗层质量；Al_0.01-SDAH13钢离子氮化后表面硬度较Al_0.76-SDAH13钢低，且脉状组织量多且长；而Al_0.76-SDAH13钢无论从渗层深度、表面硬度还是硬度梯度都是比较好的。

图2 同一工艺条件下不同铝含量SDAH13钢的渗层组织 Fig.2 Microstructure of nitrided layers for the SDAH13 steel samples with different Al content under the same process

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图3 最佳工艺条件下不同铝含量的离子氮化试样的硬度梯度 Fig.3 Hardness gradients of the nitriding samples with different Al content under optimum process

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通过SEM观察了最佳工艺条件下4组离子氮化试样渗层截面的显微组织(图4)。对比化合物层和渗层的厚度及致密程度可以看出，随着铝含量增加化合物层厚度逐渐减薄，其中Al_0.01-SDAH13钢化合物层厚度可达到6~8 μm，而Al_1.33-SDAH13钢只有1 μm左右；此外，脉状组织随着铝含量的增多得到很大改善。这主要可能是在离子氮化过程中，由于Al与N的结合力很强，很容易形成结构十分稳定的AlN，一旦有这种物相形成，它对其他合金元素的扩散起到阻碍作用，其他合金元素向晶界扩散减少^[11]，脉状组织也减少。另一方面，由于这种稳定的结合使活性氮向基体内的进一步扩散受到了制约，从而造成了氮化层减薄的现象，这与前面的分析相互印证。

图4 最佳工艺条件下不同Al含量的离子氮化试样渗层的SEM形貌 Fig.4 SEM images of nitrided layers for the nitriding samples with different Al content under optimum process

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从XRD图谱(图5)可以看出，在相同工艺条件下，4组试样渗层中均有Fe₄N和Fe₃N相生成，除此之外还有少量的Cr、Mo、V的合金氮化物生成，且在Al_0.76-SDAH13钢和Al_1.33-SDAH13钢中还检测出了Al的合金氮化物的存在，虽然其量不多，但是由于其在渗层中弥散分布，对渗层具有很强的弥散强化作用。所以这与前述的铝含量与离子氮化表面硬度的关系是相符的。

图5 最佳工艺条件下不同Al含量的离子氮化试样XRD图谱 Fig.5 XRD patterns of the nitriding samples with different Al content under optimum process

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在XRD图谱中随着铝含量的增加，Fe₃N的含量也在增加^[12]，这似乎与前述的随着铝含量增加试样离子氮化化合物层变薄的现象相矛盾，但是结合已有文献的研究^[6]，可以知道Al的加入提高了N在Cr、Mo、V等合金氮化物相中的溶解度，而这些合金元素与N的结合能力都高于Fe，所以在氮化过程优先形成弥散分布的VN、Cr₂N、CrN、MoN、Mo₂N等合金氮化物，从而使白亮层的厚度减薄，但是在氮化结束的降温过程中由于有些合金氮化物会发生分解^[13]，分解释放的活性氮与Fe结合形成了Fe₃N。较高的Fe₃N相含量也是加铝钢氮化后表面硬度较高的原因之一，从而进一步验证了铝含量与离子氮化试样表面硬度的关系。综上所诉，较优的铝质量分数为0.69%。

材料经过离子氮化后，在表面形成具有较高硬度的氮化物层，在高温下保持较高的硬度、抗氧化性和抗粘着性等，从而提高材料的耐磨性。通过上面确定的工艺和铝含量，试验对比了SDAH13钢未经离子氮化和离子氮化试样在500 ℃下的摩擦磨损情况。由图6可以看出，除Al_1.33-SDAH13钢外，经过离子氮化的SDAH13钢磨损率都有所降低，其中Al_0.76-SDAH13试样磨损率降低了约45%。由Al_0.76-SDAH13试样磨痕形貌(图7)可以看出，未经离子氮化处理试样的磨痕上有大量块状磨屑堆积，而经过离子氮化处理后磨痕上主要是很少量细小的磨粒和较多的剥落坑，这主要是因为经过离子氮化处理试样的白亮层有一定的脆性，在摩擦磨损过程中会出现疲劳剥落；但是未经离子氮化的试样有许多犁沟状磨痕，而离子氮化的试样磨痕很少，这主要是因为在摩擦过程中，摩擦副与两者的接触面不一样，前者直接接触较软的基体，而后者是与硬度较高的铁氮化合物接触，接触面的不同导致了摩擦形貌的差异。图8中摩擦因数曲线也可看出，由于大量的块状磨屑堆积和粗糙的犁沟状磨痕，导致了未经离子氮化的试样的摩擦因数较大，经过离子氮化的试样摩擦因数较低且比较稳定。另随着磨损时间延长，两者摩擦因数差值有增大趋势。而对于Al_1.33-SDAH13钢，离子氮化后的磨损率高于未经离子氮化的试样，其主要原因是当铝质量分数较高时，经过离子氮化的Al_1.33-SDAH13试样表面硬度很高，但渗层厚度较薄，硬度梯度较差，表面脆性很大，在磨损过程中产生较大块状硬质碎片，这些大而硬的碎片在一定程度上起到了助磨的作用，这种作用高于因离子氮化表面硬度提高产生的减磨作用，最后导致离子氮化后耐磨性变差。

图6 不同铝含量的SDAH13钢未经氮化和离子氮化后试样的磨损率 Fig.6 Wear rate of un-nitriding and nitriding samples of SDAH13 steel with different Al content

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图7 Al0.76-SDAH13钢试样在500 ℃下的高温摩擦磨损形貌 Fig.7 High temperature wear morphologies of the Al0.76-SDAH13 steel samples at 500 ℃

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图8 500 ℃下Al0.76-SDAH13钢摩擦因数与时间的变化 Fig.8 Variation between friction coefficient and wear time of Al0.76-SDAH13 steel at 500

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表7为Al_0.76-SDAH13钢未离子氮化(见图7(a))和离子氮化(见图7(b))磨损表面EDS点分析。图7(a)(b)中B位置和D位置分别对应的是两个试样高温摩擦磨损后剥落的颗粒物，A位置和C位置分别对应的是两个试样高温摩擦磨损后磨痕表面位置。由未经氮化试样的高温摩擦磨损的成分分析可以看出，磨痕表面各元素成分没有明显区别，Fe元素含量低于基体，且氧质量分数在26%到30%之间，存在氧化磨损的现象。而经离子氮化的Al_0.76-SDAH13试样，从EDS成分可以看出，剥落下来的颗粒物含氧量达到了30%，这说明在摩擦磨损过程中，块状脆而硬的剥落物在与对磨副的产生强烈的相互作用，并且在此过程中两者接触面积大，接触频率高，产生的瞬间温度高，最终造成了剥落物严重氧化，但是由于Al_0.76-SDAH13钢中有一定的含铝量，经过离子氮化后形成了稳定的氮化层，这种氮化层有很好的抗氧化能力，所以磨痕位置的含氧量较低，摩擦磨损过程中只产生了轻微的氧化磨损。所以由于硬度、合金含量等的差别，经过离子氮化的试样磨损过程中的磨粒比未经离子氮化的氧化更为严重，但从磨痕上看，经过离子氮化试样的抗氧化性能比未氮化试样有所提高，所以抗氧化磨损性能也有所提高，这也说明了离子氮化可以提高SDAH13钢的高温摩擦磨损性能。

(1) 正交试验和单变量试验得到SDAH13钢较优的离子氮化工艺参数为：T=540 ℃，t=14 h，P=400 Pa，较好的铝质量分数为0.76%。

(2) 一定含量的铝可以提高热作模具钢离子氮化效果，改善热作模具钢的使用性能，但铝含量较高时，一方面Al与活性氮的结合能力很强，另一方面Al可能会通过提高活性氮在其他合金氮化物相中的溶解度，减缓了活性氮向材料基体内的扩散速率，从而使氮化层深度减小，硬度梯度较大，对离子氮化质量造成不利影响。

(3) 铝质量分数为0.76%的SDAH13钢在经过上述较优离子氮化工艺条件处理后，在 500 ℃下的高温摩擦磨损性能显著提高，其抗氧化磨损性能有所提高，磨损率仅为未经离子氮化处理的55%。