由于铝及其合金具有比强度高、抗腐蚀性强的特点,越来越受到人们关注。但铝及其合金硬度低、耐磨性差的缺点限制了其应用。为提高铝基体表面硬度与耐磨性,本文采用钨极氩弧焊设备,以氮气作为反应气体,制备了热氮等离子体并作用在铝及铝合金基体表面,原位制备了陶瓷增强的表面强化层,研究了强化层微观组织与性能特点,分析了强化相的形成原理并提出了不同氮化条件下强化层的形成机理。首先,采用热氮等离子体直接氮化铸造铝合金ZAlSi12基体表面,制备了AlN陶瓷强化层。该方法氮化时间短,几乎不受氧分压影响。制备的ZAlSi12基体表面强化层主要由Al相、AlN相和少量Si相组成。直流氮化时,强化层中AlN相分布致密,占比高达96.4%。强化层从下向上可分为过渡区与树枝晶区两个区域。Si元素通过形成中间产物Si₃N₄对AlN相的生成起到了催化作用。强化层形成过程中,Al熔体从基体向上输运并穿过AlN组织间的缝隙到达强化层顶部,与热氮等离子体反应生成AlN组织。通过对强化层进行测量,发现随着氮化电流的增大,ZAlSi12基体表面强化层磨粒磨损失重量先升高后降低,在130 A时达到最低,约为基体的1/13,此时强化层外侧平均硬度为基体的8.1倍。润滑条件下的摩擦磨损体积损失量随氮化电流的增大先减小后增大,在90 A时达到最低,约为基体的1/38。采用交流氮化时,ZAlSi12基体表面强化层中AlN组织致密性下降,AlN含量约为71.8%。随后,采用预敷Ti粉热氮等离子体氮化工艺,在1060纯铝基体表面制备陶瓷强化层。制备的强化层主要由AlN相、Al₃Ti相、Al相和少量TiN相组成。强化层顶部形成了层状AlN组织,Ti元素主要集中在强化层中下部,并形成针状Al₃Ti脆硬相。强化层形成过程中,Al熔体向上输运,部分Al熔体输运到强化层顶部并与氮等离子体反应生成AlN组织,部分Al熔体与Ti熔体混合形成Al-Ti混合熔体。Al-Ti混合熔体在随后的冷却过程中析出TiN小晶粒和针状Al₃Ti组织。1060纯铝基体表面不同氮氩气体配比制备的强化层外侧平均硬度均显著高于基体,且磨损失重明显降低。但强化层中存在大量的针状Al₃Ti脆硬组织易引起应力集中;强化层底部与基体交界处存在较多缺陷,包括残留的未熔Ti粉与基体熔合不良,在交界处存在孔洞等。为改善组织缺陷,通过预先制备AlN层,再预敷Ti粉氮化的方法在ZAlSi12基体表面制备了AlN/Ti-Al-N复合强化层。ZAlSi12基体复合强化层中Al₃Ti组织呈颗粒状或块状,裂纹生成倾向明显降低,同时Ti粉熔覆区与AlN层区交界处形貌得到明显改善。研究发现Si元素改善了Al₃Ti组织的形貌,降低了强化层裂纹生成倾向。预敷Ti粉制备强化层实验中,选用氮氩混合气氛在ZAlSi12基体表面制备的AlN/Ti-Al-N复合强化层具有较好的组织结构,强化层中Al₃Ti脆硬组织形貌明显改善,无明显裂纹生成,疏松组织少,咬边现象较轻,且Al熔体相较少。最后,文章对比研究了1060纯铝基体表面直接氮化与Si辅助氮化制备陶瓷强化层的组织特点。1060纯铝基体热氮等离子体直接氮化制备的强化层主要由层状与枝晶状AlN相和Al熔体相组成,AlN相分布稀疏,含量约为58.0%。强化层的硬度及耐磨性明显低于ZAlSi12基体直接氮化强化层。采用预敷Si粉辅助氮化和填丝氮化两种工艺均能显著提升1060纯铝基体强化层中AlN组织致密性,强化层上部AlN相占比分别可达82.4%和91.5%。采用预敷Si粉辅助氮化工艺时,由于不同位置预敷粉末熔化速率不同,造成强化层中间处向下凹陷并进入基体,两侧Ti粉熔化不良形成未熔颗粒层,影响成型。此外,熔体横向输运速率大,与氮等离子体反应不充分,AlN组织不如ZAlSi12基体直接氮化强化层致密。采用填丝氮化方法制备的强化层中AlN相致密,AlN相含量接近ZAlSi12基体直接氮化强化层;同时焊丝与基体熔合良好,缺陷较少,成型优良。