發布日期：2025-2-28 16:15:25
1、序言
隨著新一代航天器的不斷發展，對空間機構性能和輕量化提出了更高的要求�？臻g機械臂、地外天體采樣等裝置關鍵構件普遍采用高強鋼制造，為提升承載能力和服役壽命，表面需進行強化處理，以滿足高承載和長壽命使用要求。此外，為進一步減輕飛行器重量，鈦合金、鋁合金等輕量化材料應用需求迫切，然而該類材料表面硬度低、耐磨性差，使用中易產生表面變形和磨損，從而限制了其在航天機構的應用。為推動航天構件高性能、長壽命、高可靠和輕量化制造，就必須開展相關材料及產品的表面強化技術研究，賦予其關鍵服役性能，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的表面化學熱處理技術，通過在材料表面擴散氮原子形成堅硬的化合物層、擴散層，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點，是航天等領域精密構件表層硬化較為理想的工藝技術[1-4]。本文重點圍繞航天典型金屬材料離子滲氮技術的最新發展情況進行調研分析，系統總結了高強鋼、鈦合金和鋁合金離子滲氮技術研究進展，旨在為相關材料航天高端裝備研制生產提供有益參考。
2 、高強鋼離子滲氮
為滿足大承載、高可靠在軌服役要求，航天器齒輪、軸、軸承等關鍵構件普遍采用高強鋼制造。
隨著航天器承載能力、服役壽命的不斷提升，對構件表面硬度、耐磨性等提出了更高的要求，離子滲氮作為一種高效、高精度表面強化技術得到了廣泛的研究和應用。
VENKATESH等[5-7]系統總結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，當滲氮溫度超過575℃后開始形成FeN0.076，這一相轉變以及α'-Fe軟化導致材料硬度和耐磨性降低。LANDGRAF等[8，9]關于 X153CrMoV12高合金鋼研究顯示，隨著離子滲氮溫度（480℃、520℃、560℃）和時間（2h、4h、16h）的增加，滲氮層厚度逐漸增加，同時滲氮過程中還存在碳化物（M7C3）向氮化物（MN）轉變，由于該反應速率較慢，因此易造成碳化物（M7C3）富集區滲氮層厚度較薄。RAO等[10，11]系統研究了離子滲氮對Cr-Mo-V高合金鋼耐蝕性的影響。研究結果顯示，經500℃離子滲氮10h材料腐蝕速率明顯降低，原因在于氮化層ε-Fe2-3N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，進一步增強了材料的耐蝕性。
近年來，隨著3D打印技術的不斷應用，國外圍繞增材制造高強鋼離子滲氮開展了大量研究。
GODEC等[12，13]關于增材制造18Ni300馬氏體時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象，原因在于增材制造強烈的殘余應力效應，以及滲氮過程中N在基體晶體結構的滲入，此外隨著滲氮的進行ε-Fe2-3N向體積較大的γ '-Fe4N轉變，二者共同造成脆性氮化物層的開裂；試驗發現，通過在離子滲氮前進行時效去應力處理或采用低溫滲氮等方法可有效抑制微裂紋產生，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。結果顯示，經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，摩擦系數較基材小幅降低，其中滲氮2h力學性能最優，見表1。NAKAMOTO等[15]關于選擇性激光燒結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-Fe2-3N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。
國內哈爾濱工業大學、北京衛星制造廠有限公司等圍繞航天高強度鋼離子滲氮開展了大量研究。
肖楊[16]關于M50NiL鋼研究顯示，不同離子滲氮工藝下滲層主要由γ'-Fe4N相、ε-Fe2-3N相和α'N相組成，溫度對組織和滲層深度起主要作用，氮氫比等因素影響不大；低溫（430℃）滲氮層主要為ε-Fe2-3N相，具有較高的硬度，隨著溫度升高，ε-Fe2-3N相逐漸向γ '-Fe4N相轉變，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，結果顯示，隨著N2、Ar混合氣體中N2體積分數增大，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-Fe2-3N相含量；當N2、Ar體積比為3∶2時，560℃滲氮10h耐磨性達到最優，此時滲層深度達21.4μm，平均摩擦系數0.26，表現出良好的耐磨性。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，結果顯示，采用混合氣體滲氮4h、8h、12h，滲層深度分別達到107μm、325μm、363μm，均明顯優于純氨氣滲氮，材料在4h時硬度達到峰值1000HV，韌性達到1級。ZHAO等[19]開展了300M超高強鋼低溫陰極輔助離子滲氮技術研究，結果顯示，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，殘余壓應力隨滲氮溫度逐漸升高，并在350℃達到峰值1490MPa，較滲氮前明顯提升（45MPa），當滲氮溫度超過350℃后，由于氮化物組織粗化以及表面粗糙度增大，因此殘余應力松弛并開始降低。HONG等[20]關于選擇性激光熔化18Ni300馬氏體時效鋼研究顯示，材料直接離子滲氮硬度和耐磨性明顯優于在滲氮前進行固溶、時效處理，其原因在于選擇性激光熔化18Ni300基材具有大量的亞晶界、位錯堆積和纏結等微觀特征，可作為N元素快速擴散通道，經固溶、時效處理后這一微觀組織明顯削弱，從而減少了N元素擴散通道。
在我國空間站機械臂研制中，北京衛星制造廠屬國際上首次將CF170超高強度材料用于大負載齒輪制造，該材料為國內自主研制的新型馬氏體時效不銹鋼，峰時效態抗拉強度可達1700MPa，同時具有良好的缺口抗拉強度和斷裂韌度。由于CF170鋼碳含量較低（wC＜0.03%），表面硬度和耐磨性不高，機械臂研制提出CF170鋼精密齒輪表層離子滲氮強化需求[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℃達到峰值，此后隨溫度升高而降低，見表2。其原因在于當滲氮溫度超過500℃時滲層組織發生了粗化。經過長期發展，我國在高強鋼離子滲氮技術方面獲得了長足進步，以CF170超高強不銹鋼齒輪為代表的先進離子滲氮技術和產品，有力支撐了空間站等重大工程研制。當前，國內在增材制造高強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域日益廣泛的應用，建議后續加強增材制造復雜構件離子滲氮技術研究，可重點開展離子滲氮及滲氮前后熱處理協同優化、大型復雜構件深層均勻滲氮等技術攻關，進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度、耐蝕性及良好的低溫力學性能，在航天領域得到了廣泛的應用。然而該合金由于硬度低、摩擦系數高、易磨損，因此嚴重限制了其在機構產品中的應用。當前，空間機構輕量化、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，硬度達到528HV；800℃滲氮后形成ε-Ti2N+δ-TiN雙相組織，滲層深度達到2μm，表面硬度達到1016HV，較基材硬度提高了約2.6倍。此外多項研究表明，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散較慢，因此一般采用相對較高的溫度（＞700℃）來產生足夠的氮化層深度，典型的鈦合金離子滲氮一般在700～1100℃處理數小時至幾十小時。有研究顯示，鈦合金經高溫滲氮處理后表層/次表層形成的δ-TiN/ε-Ti2N復合組織斷裂強度較低，同時存在晶粒粗化現象，對材料的疲勞性能不利[28，29]。針對這一問題，一些學者開展了鈦合金低溫（600～700℃）離子滲氮技術研究。MORITA等[30]研究發現，低溫滲氮（620℃，24h）較高溫滲氮（880℃，1h）晶粒組織得到明顯細化，材料疲勞強度大幅提升，并保持與高溫滲氮相當的硬度梯度分布，同時還具備更優的耐磨性和耐蝕性，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℃常規滲氮疲勞壽命提高2個數量級，同時抗拉強度提高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化、提高位錯密度等非平衡缺陷來增加N原子擴散通道，加速滲氮反應，例如EDRISY等[32，33]通過對TC4鈦合金進行噴丸前處理引入嚴重的塑性變形（Severe Plastic Deformation，SPD），經600℃離子滲氮處理后滲層深度較未噴丸可提高50%。
國內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；真空環境下（6.67×10-4Pa）摩擦系數及磨損量隨滲氮溫度升高而逐漸降低，并在850℃達到最小值，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，會造成ε-Ti2N、δ-TiN氮化物脆性增大，基材開始形成β相片層結構，以致滲層承載能力變差，且此時滲層粗糙度急劇上升，進一步加劇滲層耐磨性降低。賀瑞軍等[35]關于TC4、TA7鈦合金離子滲氮研究顯示，兩種合金經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80～140μm，表面硬度可達1250HV以上。羅鑄等[36]針對鈦合金精密零件表面強化需求，開展了活性屏離子滲氮技術研究，通過在零件外側增加一套與陰極高壓連接的金屬網狀圓筒作為活性屏，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，內孔圓度由0.056mm降低至0.011mm。
當前，國內鈦合金離子滲氮技術研究主要集中在高溫滲氮，關于低溫條件下高硬度、大深度、抗疲勞滲氮技術的研究較國外還存在較大差距。隨著航天器鈦合金機構應用日益增多，以及承載能力和服役壽命要求的提高，開展相關研究具有很強的必要性，可結合噴丸等前處理開展形變促滲低溫離子滲氮技術研究，以支撐工程應用。
4、鋁合金離子滲氮
隨著航天器不斷輕量化發展，鋁合金機構應用需求日益增多，然而鋁合金表面硬度低、耐磨性差、高負載情況下易發生磨損，嚴重限制了鋁合金機構推廣應用。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熱率，近年來鋁合金離子滲氮技術開始獲得關注和研究。GHAHRAMANZADEH等[37]開展了7075-T6鋁合金離子滲氮技術研究。結果顯示，經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，優選時效強化型鋁合金常用的Al2Cu沉淀相作為促滲物質，利用Al2Cu與N元素的反應活性，以基體中Al2Cu強化相作為AlN形核點，通過Al2Cu＋2N→2AlN＋Cu和Cu→Al2Cu兩步反應推動滲氮反應進行，并以不斷形成的Al2Cu、AlN兩相界面作為N元素快速擴散通道，以實現鋁合金離子滲氮層的快速、低溫制備�；谠摷夹g設計的Al-6Cu滲氮型鋁合金經400℃離子滲氮4h，滲層深度達到100μm，AlN層形成速率達到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到1200HV，摩擦系數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）初始態基材摩擦系數0.31、磨損率7.1×10-5mm3/（N·m），陽極氧化態摩擦系數0.56，磨損率2.6×10-5mm3/（N·m）；Al-6Cu鋁合金離子滲氮表現出良好的減磨、耐磨效果。
汲思宇[41]開展了純鋁表面離子滲氮技術研究，結果顯示，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，繼續提高滲氮溫度至500℃，滲層深度和表面硬度均發生明顯降低，見表3。其原因在于滲氮溫度過高會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，結果顯示，隨著滲氮溫度升高（450～570℃）和時間延長（2～6h），表面AlN層厚度逐漸增大，如圖5所示。滲層結合力隨溫度升高至510℃達到峰值56.6N，隨后開始降低，高溫滲氮處理結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力。此外，該研究還發現，隨著滲氮溫度的提高或滲氮時間的延長，滲氮表面摩擦系數減小、磨損率降低，570℃滲氮4h平均摩擦系數為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工業純鋁離子滲氮性能的影響，結果顯示，采用N2、Ar混合氣體（3∶1）制備的滲氮層表面粗糙度、致密度、厚度均明顯優于純NH3滲氮，同時耐蝕性還可提升一個數量級。
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性能不可避免的產生一定的削弱�，F階段國內在鋁合金離子滲氮技術方面研究較少，技術水平較國外還存在較大差距。結合航天發展需求，亟需針對常用高強度2系、7系鋁合金開展離子滲氮工藝研究，加強“沉淀促滲”等新型離子滲氮材料和工藝攻關，提升鋁合金產品離子滲氮技術能力。
5、結束語
近年來，航天領域常用金屬材料離子滲氮技術獲得了較快發展。面向未來我國航天發展和應用需求，當前技術能力差距主要體現在以下幾方面。
1）增材制造金屬材料離子滲氮技術研究不足。
當前國內離子滲氮技術研究主要集中于傳統熔鑄制造材料，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動力學、殘余應力演化、微缺陷控制等方面存在較大差異，傳統離子滲氮相關理論、工藝已難以滿足日益增多的增材制造構件離子滲氮需求。
2）鈦合金、鋁合金等輕質材料離子滲氮技術發展和應用緩慢。
當前，國內鈦合金離子滲氮技術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能力；同時，關于鋁合金離子滲氮技術研究較少，高溫滲氮導致的鋁基材性能降低等問題尚未得到有效解決，嚴重制約了該技術的工程應用。
針對上述問題，面向航天器金屬構件長壽命、高可靠和輕量化制造目標要求，提出未來發展方向如下。
1）增材制造金屬離子滲氮技術。重點圍繞高強鋼、鈦合金增材制造構件離子滲氮工藝以及滲氮前后熱處理協同等技術開展研究，重點解決復雜構件深層均勻滲氮、殘余應力調控與微裂紋抑制等難點問題，支撐增材制造技術在航天關鍵運動機構的工程應用。
2）輕合金離子滲氮技術。重點圍繞鈦合金離子滲氮表面強化與疲勞性能協同控制、鋁合金沉淀促滲等技術開展研究，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問題，加快推動輕合金離子滲氮技術工程應用。
參考文獻：
[1] PESSIN M A，TIER M D，STROHAECKER TR，et al. The effects of plasma nitriding process parameters on the wear characteristics of AISI M2 tool steel[J]. Tribology Letters，2000，8（4）：223-228.
[2] PASCHKE H，WEBER M，BRAEUER G，et al. Optimized plasma nitriding processes for efficient wear reduction of forging dies[J]. Archives of Civil & Mechanical Engineering，2012，12（4）：407-412.
[3] JEONG B Y，KIM M H. Effects of the process parameters on the layer formation behavior of plasma nitrided steels[J]. Surface and Coatings Technology，2001，141（2-3）：182-186.
[4] BADINI C，GIANOGLIO C，BACCI T，et al. Characterization of surface layers in ion-nitrided titanium and titanium alloys[J]. Journal of the Less Common Metals，1988，143（1-2）：129-141.
[5] VENKATESH B，REDDY C A K. Experimental study on heat treatment and mechanical behaviour of M50 NiL steel-A review[J]. Materials Today: Proceedings，2021，46（1）： 795-798.
[6] VENKATESH B，REDDY C A K. Investigation on nitriding and microstructure evolution of M50 NiL steel: A Review [C]. Singapore：Innovations in Mechanical Engineering，2022.
[7] VENKATESH B，SRIKER K，PRABHAKAR V S V. Wear characteristics of hardfacing alloys：Stateof-the-art[J].Procedia Materials Science，2015，10：527-532.
[8] LANDGRAF P，BERGELT T，RYMER L，et al. Evolution of microstructure and hardness of the nitrided zone during plasma nitriding of high-alloy tool steel[J]. Metals，2022，12（866）： 1-20.
[9] BERGELT T，LANDGRAF P，GRUND T，et al. Modelling of layer development and nitrogen distribution on different microstructures during plasma nitriding[J]. Surface and Coatings Technology，2022，447： 128813.
[10] RAO K R M，NOUVEAU C，TRINADH K. Lowtemperatureplasma nitriding of martensitic stainless steel[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals，2020，73： 1695-1699.
[11] RAO K R M，TRINADH K，NOUVEA C. Effects on corrosion resistance of low alloy steel after plasma nitriding at elevated temperature[J]. Materials Today: Proceedings，2021，46（10）： 4431-4434.
[12] GODEC M，PODGORNIK B，KOCIJAN A，et al. Use of plasma nitriding to improve the wear and corrosion resistance of 18Ni-300 maraging steel manufactured by selective laser melting[J]. Scientific Reports，2021，11（1）： 3277.
[13] GODEC M，RUIZ-ZEPEDA F，PODGORNIK B，et al. The influence of the plasma-nitriding temperature on the microstructure evolution and surface properties of additive-manufactured 18Ni300 maraging steel[J]. Surface and Coatings Technology，2022，433： 128089.
[14] OSTROVSKI I F，RABELO A，BODZIAK S，et al. Effect of the plasma nitriding on the mechanical properties of the 18Ni300 steel obtained by selective laser melting[J]. Surface and Coatings Technology，2023，46： 129688.
[15] NAKAMOTO T，SHIRAKAWA N，UEDA N，et al. Plasma nitriding to selective laser sintering parts made of SCM430 powder[J]. Surface and Coatings
Technology，2008，202（22-23）： 5484-5487.
[16] 肖楊. M50NiL鋼等離子體滲氮層組織結構與性能[D]. 哈爾濱：哈爾濱工業大學，2019.
[17] 王紫陽 ， 劉俊偉 ， 羅佳杰 ， 等 . 離子滲氮對38CrMoAl鋼組織及摩擦磨損性能影響[J]. 礦冶工程，2024，44（3）：140-144.
[18] 劉東靜，由園，閆牧夫，等. 38CrMoAl鋼520℃不同氣氛離子滲氮層表征[J]. 中國表面工程，2022，35（4）：196-203.
[19] Z H A O W D，LIU D X，HAO Z Q，e t a l. Improvement of corrosion and wear resistances of 300M ultra high strength steel by low temperature cathode assisted plasma nitriding[J]. Surface and Coatings Technology，2024，479：130518.
[20] HONG Y，DONG D D，LIN S S，et al. Improving surface mechanical properties of the selective laser melted 18Ni300 maraging steel via plasma nitriding[J]. Surface and Coatings Technology，2021，406： 126675.
[21] 張超. CF170超高強度不銹鋼時效過程微觀組織演變研究[D]. 北京：鋼鐵研究總院，2024.[22] 王春健，高鵬，陳曉紅，等. CF170超高強度不銹鋼齒輪制造技術研究[J]. 新技術新工藝，2017，（9）：6-9.
[23] 陳曉紅，苗偉，崔慶新，等. 超高強度馬氏體不銹鋼CF170的滲氮處理：“第十一屆中國熱處理活動周”論文集[C]. 北京：中國機械工程學會熱處理分會，2016.
[24] BHAVSAR V N，JHA J S，JHALA G，et al. Characterization of Ti-6Al-4V alloy modified by plasma nitriding process：Gas Turbine India Conference 2017[C]. India：ASME，2017.
[25] ZHECHEVA A，SHA W，MALINOV S，et al. Enhancing the microstructure and properties of titanium alloys through nitriding and other surface engineering methods[J]. Surface and Coatings Technology，2005，200（7）： 2192-2207.
[26] LAKSHMI S G，ARIVUOLI D，GANGULI B. Surface modification and characterisation of Ti-Al-V alloys[J]. Materials Chemistry and Physics，2002，76（2）：187-190.
[27] ALI M M，RAMAN S S，PATHAK S D，et al. Influence of plasma nitriding on fretting wear behaviour of Ti-6Al-4V[J]. Tribology International，2010，43（1）：152-160.
[28] BELL T，BERGMANN H W，LANAGAN J，et al. Surface Engineering of titanium with nitrogen[J]. Surface Engineering，1986，2（2）： 133-143.
[29] SPIES H J. Surface engineering of aluminium and titanium alloys：An overview[J]. Surface Engineering，2010，26（1-2）： 126-134.
[30] MORITA T，TAKAHASHI H，SHIMIZU M，et al. Factors controlling the fatigue strength of nitrided titanium[J]. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures，2010，20（1）： 85-92.
[31] F A R O K H Z A D E H K，E D R I S Y A. F a t i g u e improvement in low temperature plasma nitrided T i-6A l-4V a l l o y[J]. M a t e r i a l s S c i e n c e a n d Engineering： A，2015，620： 435-444.
[32] EDRISY A，F A R O K H Z A D E H K. P l a s m a Nitriding of Titanium Alloys，In Plasma Science and Technology-Progress in Physical States and Chemical Reactions[M]. UK：IntechOpen，2016.
[33] FAROKHZADEH K，QIAN J，EDRISY A. Effect of SPD surface layer on plasma nitriding of Ti-6Al4Valloy[J]. Materials Science and Engineering：A， 2014，589：199-208.
[34] SHE D，YUE W，FU Z，et al. Effects of nitriding temperature on microstructures and vacuum tribological properties of plasma-nitrided titanium[J]. Surface and Coatings Technology，2015，264：32-40.
[35] 賀瑞軍，孫楓，王琳，等. 鈦合金離子滲氮后的組織及耐磨性能[J]. 金屬熱處理，2016，41（4）： 25-29.
[36] 羅鑄，崔懷玲，李敏. 鈦合金精密零件的活性屏離子滲氮[J]. 航天制造技術，2012 （5）： 23-27.
[37] G H A H R A M A N Z A D E H A S L H，SERT Y，BAYRAK Ö，et al. Investigation of the friction and wear properties of nitrided 7075-T6 aluminum alloy under vacuum and ambient air[J]. Pamukkale University Journal of Engineering Sciences，2022，28（1）：63-71.
[38] VISUTTIPITUKUL P，AIZAWA T. Plasma nitriding design for aluminium and aluminium alloys[J]. Surface Engineering，2006，22（3）：187-195.
[39] AIZAWA T，VISSUTIPITUKUL P. Formation of aluminum nitrides by precipitate-accommodated plasma nitriding[J]. Mater. Res. Soc. Symp. Proc.，2008，1040-Q08-09.
[40] VISSUTIPITUKUL P，AIZAWA T. Wear of plasma-nitrided aluminum alloys[J]. Wear，2005，259（1-6）： 482-489.
[41] 汲思宇. 基于離子氮化技術在鋁基體表面原位制備氮化鋁層的研究[D]. 鄭州，鄭州大學，2022.
[42] 丁山林，王疆瑛，張瑩，等. ADC12鋁合金表面氮化鋁（AlN）涂層的制備及其耐磨性能研究[J]. 材料保護，2023，56（8）：116-123.
[43] 張龍威. 1050工業純鋁表面離子滲氮層的組織與性能研究[D]. 太原：太原理工大學，2013.