對航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)滲碳齒輪材料的代際發(fā)展、組分特征與強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行綜述。第一代滲碳齒輪鋼為低碳中低合金鋼，滲層組織通過 Fe3C 型碳化物進(jìn)行表面硬化，因合金化元素含量低，第一代滲碳齒輪鋼回火抗力差，普遍服役溫區(qū)≤200 ℃。在第一代滲碳齒輪鋼中，16Cr3NiWMoVNbE 材料碳化物形成元素含量相對較高，通過臨界飽和滲碳工藝方法，該材料可進(jìn)階為第二代滲碳齒輪鋼進(jìn)行寬溫域服役。第二代滲碳齒輪鋼為低碳中高合金鋼，通過進(jìn)一步提高合金化程度，適當(dāng)提升抗回火能力較強(qiáng)的 Mo 元素含量，基體回火時(shí)，可析出部分回火抗力較高的 M2C 強(qiáng)化相，整體服役溫區(qū)提升至≤350 ℃。第三代滲碳齒輪鋼為低碳超高合金鋼，借助計(jì)算材料學(xué)，充分發(fā)揮出“二次硬化”強(qiáng)化基體效果，能夠在 500 ℃ 以下溫區(qū)長期服役?，F(xiàn)有合金結(jié)構(gòu)鋼體系的強(qiáng)化機(jī)制，無法避免 500 ℃ 以上高溫長期服役的強(qiáng)度快速衰減問題，下一代滲碳齒輪材料，將以抗氧化性能優(yōu)異的鐵基合金為基礎(chǔ)進(jìn)行研制。

　　航空發(fā)動(dòng)機(jī)輸出動(dòng)力，航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)通過機(jī)械分扭裝置，將動(dòng)力傳遞至相關(guān)部件。作為航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)的基礎(chǔ)零部件，航空齒輪在特定動(dòng)態(tài)、高溫、高速、重載等復(fù)雜工況條件下服役，為保障動(dòng)力傳輸發(fā)揮著重要的作用，航空齒輪零部件的可靠性程度直接關(guān)乎航空飛行器的服役效能與安全性。

　　出于減重需要，航空齒輪通常采取“結(jié)構(gòu)-功能一體化”設(shè)計(jì)，零件結(jié)構(gòu)異常復(fù)雜、高度集成，沉余尺寸相對較低。齒輪在工作時(shí)，齒根部位受到彎曲應(yīng)力作用，易產(chǎn)生疲勞斷裂，而齒面部位則受到接觸應(yīng)力作用，易于產(chǎn)生齒面表面的剝落。相對于汽車、機(jī)械行業(yè)等常規(guī)齒輪，航空齒輪服役工況苛刻，同時(shí)承受劇烈的交變載荷和沖擊載荷，因此，航空齒輪在選材時(shí)，通常選取中低碳合金鋼材料，通過滲碳、氮化、氰化等化學(xué)熱處理表面改性方式強(qiáng)化齒面。在確保心部組織具有良好淬透性及抗沖擊韌性的同時(shí)，齒形面因表面強(qiáng)化兼具優(yōu)異的耐磨性。

　　長期以來，我國航空齒輪材料始終處于被動(dòng)仿制階段，隨著航空飛行器家族譜系的不斷細(xì)分與完善，相應(yīng)也帶動(dòng)了我國航空齒輪材料的迭代發(fā)展，但在航空齒輪結(jié)構(gòu)鋼的設(shè)計(jì)強(qiáng)化理論及合金化機(jī)理方面，始終停滯不前，亟待加強(qiáng)相關(guān)基礎(chǔ)自主研究工作，補(bǔ)齊相關(guān)技術(shù)、理論短板。本工作對航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)滲碳齒輪材料的代際發(fā)展、組分特征與強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行綜述，以期促進(jìn)航空齒輪結(jié)構(gòu)鋼的良性發(fā)展。

　　一、第一代滲碳齒輪鋼

　　自 20 世紀(jì) 60 年代，美國將制造高純凈度軸承鋼 VIM-VAR 雙真空熔煉技術(shù)，導(dǎo)入高性能齒輪鋼冶煉后，大大提升了齒輪鋼性能，也促使軸承鋼與齒輪鋼向著逐漸融合、形成同源發(fā)展，幾乎所有的中低碳軸承鋼均可用于齒輪加工制造，因此，西方學(xué)者根據(jù)軸承鋼、齒輪鋼的服役溫度，將現(xiàn)有中低碳軸承鋼與齒輪鋼歸集并劃分為三個(gè)代際。

　　我國航空用第一代滲碳齒輪鋼材料，初期以仿制蘇聯(lián)為主，典型鋼種為 12CrNi3A、12Cr2Ni4A、14CrMnSiNi2MoA、18Cr2Ni4WA、20CrNi3A、20Cr- 2Ni4A 等，20 世紀(jì) 80 年代開始，隨著我國航空工業(yè)對外合作力度的加大，相繼引入18CrNi4A(意大利18NC16)、9310(美國)及16Cr3NiWMoVNbE(俄羅斯)、17CrNiMo6(德國)。航空第一代滲碳齒輪鋼合金化成分見表 1 ，服役溫度通常不超過 200 ℃。

表 1 常用航空第一代滲碳齒輪鋼牌號及合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

　　通過表1可以看出，航空用第一代滲碳齒輪鋼基本上可以分為 Cr-Ni、Cr-Ni-W 及 Cr-Ni-Mo 三大合金體系。Cr-Ni 系合金含量及合金化元素種類相對較少，經(jīng)濟(jì)性方面 Cr-Ni 材料性價(jià)比最高，屬于典型的低碳低合金鋼。因材料體系中缺乏必要的強(qiáng)碳/氮化物形成元素，基體比強(qiáng)度及淬透性相對較低，滲碳化學(xué)表面改性之后，滲層組織淬硬層的硬度及回火抗力最低，承載能力及耐溫服役裕度最低。

　　為提高 Cr-Ni 合金體系強(qiáng)度及滲層組織回火抗力，適度提升基體淬透性，冶金學(xué)家向 Cr-Ni 系中適當(dāng)引入少量強(qiáng)碳/氮化物形成元素，形成 Cr-Ni-Mo 與 Cr-Ni-W 合金體系，屬于低碳中合金鋼范疇。其中，作為航空第一代滲碳齒輪鋼 Cr-Ni-W 系中的典型代表，18Cr2Ni4WA 鋼由于高熔點(diǎn) W 元素的引入，基體淬透性、熱強(qiáng)性及耐磨性均得到顯著提升，是目前已知第一代滲碳齒輪鋼中，唯一既可在調(diào)質(zhì)狀態(tài)下使用，又可進(jìn)行滲碳、氮化表面改性強(qiáng)化的鋼種，具有極好的熱處理工藝加工性能。

　　9310 鋼源自美國，初期應(yīng)用于汽車齒輪行業(yè)，因其成本低、強(qiáng)度高、韌性好、具有一定淬透性及可焊性，逐步推廣應(yīng)用于制造中重載荷、中大截面尺寸航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)中的齒輪、齒輪軸、旋翼軸等構(gòu)件，對應(yīng)的國內(nèi)材料牌號 12CrNi3MoA，9310 在 Cr-Ni-Mo 系低碳低合金鋼體系中，鎳含量最高，具有最高的淬透性。

　　17CrNiMo6 材料是國外重載齒輪使用相對較為成熟的牌號，我國國產(chǎn)化后，在航空、汽車、減速器、重型機(jī)械等領(lǐng)域均得到了顯著的應(yīng)用，通過“引 Mo 降 Ni”，合理降低了材料制造成本，是研發(fā)較為成功 Cr-Ni-Mo 系鋼種，適用于模數(shù)≥12 的重載齒輪制造。

　　16Cr3NiWMoVNbE 材料雖然劃歸于在航空第一代滲碳齒輪鋼，優(yōu)異的合金化設(shè)計(jì)，使其具備 300 ℃ 中高溫區(qū)服役的能力，借助特殊表面改性工藝路徑及方法，可提升為第二代滲碳齒輪鋼。提升 16Cr3NiWMoVNbE 材料服役溫度，有多種工藝路徑及方法，除常規(guī)可控氣氛飽和滲碳、煤油滴注超飽和滲碳外，還可通過脈沖正逆序滲碳、高溫滲碳復(fù)合低溫氮化、可控氣氛變溫變碳勢非飽和滲碳等非常規(guī)工藝路徑加以實(shí)現(xiàn)。

　　二、第二代滲碳齒輪鋼

　　隨著航空技術(shù)的發(fā)展，航空動(dòng)力傳輸?shù)呐ぞ丶眲√嵘娇蛰S承、齒輪等零部件的服役溫度大幅提升至 200 ℃ 以上，原有的第一代滲碳齒輪鋼，因基體合金化程度相對較低，合金化元素含量相對較少，滲碳表面改性后，滲層組織的回火抗力不足。在高荷載作用下，齒輪工作齒面溫度顯著增加，滲層組織硬度大幅下降。

　　與軸承相比，齒輪的受力狀態(tài)更加復(fù)雜，除在接觸面法向方向產(chǎn)生接觸應(yīng)力外，周向方向輪齒產(chǎn)生彎曲應(yīng)力，部分斜齒及錐齒輪還產(chǎn)生軸向應(yīng)力。通常情況下，接觸疲勞強(qiáng)度與齒輪接觸面硬度值二次方呈正比，在循環(huán)接觸應(yīng)力作用下，齒面硬度的下降，直接導(dǎo)致齒輪接觸表面麻點(diǎn)、滲層剝落。對于轉(zhuǎn)速相對較高、荷載相對較大的中重型齒輪，輪齒齒面嚙合滑動(dòng)速度較高，在滑動(dòng)接觸區(qū)域產(chǎn)生高溫，滲碳齒輪回火抗力不足時(shí)，齒面極易產(chǎn)生膠合現(xiàn)象，對航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)整體造成重大影響。

　　針對上述問題，冶金學(xué)家利用含 Mo 合金鋼“二次硬化”原理，設(shè)計(jì)、研制出低碳中高合金 Cr-Ni-Mo 系的第二代滲碳齒輪鋼。第二代滲碳齒輪常見牌號有 EX 53、Pyrowear 53、Py rowear 675、M 50Ni L、CBS 600、CBS 1000M、Vasco x-2 等，常見牌號合金化成分如表 2 所示，第二代滲碳齒輪鋼的服役溫度上限提升至 350 ℃。

表 2 常用航空第二代滲碳齒輪鋼牌號及合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

　　與第一代滲碳齒輪鋼相比，第二代滲碳齒輪鋼合金化元素的含量及種類均有提升，其中 Mo 元素的含量提升最為顯著。表 1 中 16Cr3NiWMoVNbE 中的 Mo 質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高，達(dá)到 0.60%，而第二代滲碳齒輪鋼中，除 Pyrowear 675 和 CBS 600(對應(yīng)美國航空航天材料標(biāo)準(zhǔn)牌號為 AMS 5930 和 AMS 6255)之外，Mo 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)普遍超過 1.0%。

　　第二代滲碳齒輪鋼中，Cu、Al 元素主要發(fā)揮彌散析出強(qiáng)化作用，Co 元素可增加基體的熱強(qiáng)性，W 與 Mo 元素協(xié)同，能夠形成較強(qiáng)的二次硬化效果;Mo、Cu 元素協(xié)同，能夠顯著增加材料的淬透性，用于制造重型齒輪零件。第二代滲碳齒輪鋼整體碳含量普遍偏低，低碳含量有助于基體沖擊韌性的改善。第二代滲碳齒輪鋼中，國內(nèi)常用的牌號為 Pyrowear 53，國產(chǎn)化后對應(yīng)的牌號為 10CrNi2Mo3- Cu2V，由美國 Carpenter Technology 公司研制，對應(yīng)美國航空航天材料標(biāo)準(zhǔn)牌號為 AMS 6308。鋼中含有 2.00% 左右的 Cu，Cu 在基體中除發(fā)揮一定的耐蝕作用之外，更主要的目的是利用其在基體中彌散析出強(qiáng)化。

　　該材料淬火后，在 205～350 ℃ 回火，隨著回火溫度的提高，抗拉強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性及硬度均變化不大，因此，Pyrowear 53 材料滲碳、淬火、冰冷回火后的回火溫度通常不超過 350 ℃。當(dāng)回火溫度≥350 ℃ 時(shí)，尤其在 400～450 ℃ 回火，雖然強(qiáng)度顯著提高，但沖擊韌性快速下降，450 ℃ 左右時(shí)，強(qiáng)度及沖擊韌性分別達(dá)到極大值與極小值，此時(shí)富 Cu 相的析出達(dá)到峰時(shí)效狀態(tài)，并誘發(fā)二次強(qiáng)化脆化現(xiàn)象，繼續(xù)提高回火溫度，富 Cu 相進(jìn)入過時(shí)效狀態(tài)，基體強(qiáng)度下降。

　　在第二代滲碳齒輪鋼中，Pyrowear 53 鋼的整體合金化程度相對較低，該材料提升接觸疲勞壽命效果顯著低于以 M50NiL 為代表的其他材料牌號，其 10% 接觸疲勞壽命是 9310 鋼的 2 倍，同時(shí)，該材料兼具高性價(jià)比，因此，在美、歐及我國航空齒輪行業(yè)均得到相對廣泛的應(yīng)用，常用于滲碳表面改性，雖然 Pyrowear 53 鋼在 400～600 ℃ 范圍內(nèi)硬度在 HRC39～42，基體塑性及沖擊韌性均大幅下降，不適于氮化表面改性，可進(jìn)行氰化改性。M50NiL 是瑞典 SKF 公司 20 世紀(jì) 80 年代專門為美國空軍研制的一種新型滲碳軸承鋼，對應(yīng)美國航空航天材料標(biāo)準(zhǔn)牌號為 AMS 6278。M50 高溫軸承鋼通過“降 C 增 Mo”，將基體萊氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體組織，斷裂韌度提高 2 倍以上。同時(shí)，基體殘余奧氏體的消除，使其尺寸穩(wěn)定性得到大幅提升。M50NiL 經(jīng)過滲碳、淬火、冰冷處理、回火后，可以在 316 ℃ 長期服役，是第二代滲碳齒輪鋼中的典型代表，可進(jìn)行滲碳、氰化及高溫滲碳+低溫氮化復(fù)合強(qiáng)化三種化學(xué)熱處理表面改性。雙真空熔煉的 M50NiL 的疲勞壽命，雖然是 9310 的 13.2 倍，由于材料的合金元素含量達(dá)到 12% 以上，材料制造成本過高，滲碳時(shí)需采用低壓真空滲碳工藝，除做特殊要求外，極少用于齒輪加工制造，主要用于加工制造高性能耐溫軸承。

　　三、第三代滲碳齒輪鋼

　　美國 Latrobe Specialty Steel Company 于 20 世紀(jì) 90 年代在 BG42(14-4 Mo)不銹軸承鋼和 AFC77 超高強(qiáng)度沉淀硬化不銹鋼基礎(chǔ)之上，成功研制出可滲碳的耐溫軸承鋼 CSS-42L，材料滲碳后滲層組織具有優(yōu)異的高溫紅硬性、耐磨性及耐蝕性，心部組織保持著極高的強(qiáng)度與斷裂韌度，服役耐溫性較第二代滲碳齒輪鋼 M50NiL 提升 100 ℃ 以上。CSS-42L 成為首個(gè)在實(shí)踐中得到應(yīng)用的第三代滲碳齒輪鋼牌號，開創(chuàng)了第三代滲碳齒輪鋼的研制先河。目前已知的第三代滲碳齒輪鋼常見牌號，均由美國研制，合金化成分見表 3，行業(yè)普遍認(rèn)為第三代滲碳齒輪鋼的服役溫度≤500 ℃。從 表 3 可以看到，第三代滲碳齒輪鋼的 5 種牌號，除 Ferrium CS62 外，合金化含量均超過 30%，屬于典型的低碳超高合金鋼范疇。與傳統(tǒng)的第二代滲碳齒輪鋼相比，第三代滲碳齒輪鋼通過大幅提高 [Cr+Ni] 合金化元素總和，使基體耐蝕性得到大幅提升，基體固溶淬火、(深)冷處理后，由常規(guī)馬氏體結(jié)構(gòu)鋼轉(zhuǎn)變?yōu)槟臀g性更好的馬氏體不銹鋼，引入并大幅增加 Co 合金化元素，使得第三代滲碳齒輪鋼具備 400 ℃ 以上的優(yōu)異高溫?zé)岱€(wěn)定性，確保齒輪在無油干運(yùn)轉(zhuǎn)狀態(tài)仍表現(xiàn)出良好的高溫紅硬性。

表 3 航空第三代滲碳齒輪鋼牌號及合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

　　表 3 中的 CSS-42L 與 Ferrium 系列四種鋼的合金化設(shè)計(jì)有著本質(zhì)性差異，CSS-42L 主合金中 Cr 含量超過 10%，而 Ferrium 系列除 Ferrium CS62 外，均不大于 5%，CSS-42L 中的 Ni、Co 含量顯著低于 Ferrium 系列。

　　第三代滲碳齒輪鋼屬于高熵值超高合金特殊鋼，我國在這一領(lǐng)域整體起步較晚，整體研發(fā)能力與制造水平普遍偏低，在均質(zhì)化凝固、潔凈度、雜物控制及相關(guān)熱加工工藝技術(shù)成熟度等方面，與美、歐、日本等先進(jìn)國家存在較大差距，目前完全處于仿制階段，尚未形成自主材料研發(fā)能力。

　　美國成功研制出 CSS-42L 第三代滲碳齒輪鋼后，我國北京鋼鐵研究總院開始仿制，進(jìn)行了材料工程化應(yīng)用研究探索工作。隨后，中國航發(fā)航材院、寶鋼、哈爾濱工業(yè)大學(xué)、昆明理工大學(xué)等相繼開展了國產(chǎn)化材料牌號研制及相關(guān)熱處理工藝制度的研究工作，目前已知 CSS-42L 衍生國產(chǎn)化材料牌號除15Cr14Co12Mo4Ni2VNb、15Cr14Co12Mo5Ni 兩種之外，還有 14Cr14Co13Mo4、BG800。

　　CSS-42L 中含有大量 Cr、Mo、V 等碳化物形成元素，在高溫滲碳過程中，這些合金化元素能夠與活性碳原子發(fā)生強(qiáng)化的“化學(xué)拖拽”，遲滯活性碳原子向心部基體的擴(kuò)散，并產(chǎn)生上坡擴(kuò)散，在滲層組織中原位析出二次特殊碳化物 M₇C₃、M₂₃C₆。這些二次特殊碳化物的模量、硬度與熔點(diǎn)顯著高于傳統(tǒng)的第一代、第二代滲碳齒輪鋼(M50NiL 除外)析出的 Fe₃C 型常規(guī)滲碳體，通過滲碳工藝調(diào)控，CSS- 42L 可在滲層組織中持續(xù)、大量析出二次特殊碳化物，使?jié)B層組織具有十分優(yōu)異的高溫紅硬性及減摩耐磨效果。CSS-42L 是目前已知滲碳鋼中，滲碳改性后硬度能夠達(dá)到最高的牌號，滲碳改性后的滲層表面硬度可高達(dá) HRC67～72，與硬質(zhì)合金刀具硬度數(shù)值接近，復(fù)合低溫氮化后，滲層表面硬度可進(jìn)一步得到提升。CSS-42L 材料滲碳過程中，如果活性碳原子持續(xù)、大量擴(kuò)散滲入，滲層組織原位形成 的二次特殊碳化物將沿特定的金屬學(xué)位相關(guān)系，以魏氏針狀組織形式大量析出。目前僅能通過脈沖低壓真空滲碳工藝方法，有效調(diào)控單一子脈沖滲碳循環(huán)載入的活性碳原子總量，合理設(shè)定子脈沖程序中的強(qiáng)滲時(shí)間與擴(kuò)散時(shí)間的數(shù)值比值，杜絕魏氏組織的析出。

　　CSS-42L 國產(chǎn)化材料雖然初步解決了滲層組 織碳化物析出形態(tài)控制問題，但基于我國脈沖低壓真空滲碳工藝基礎(chǔ)原理研究尚處于起步階段的現(xiàn)實(shí)，相關(guān)材料滲層組織碳化物形態(tài)優(yōu)化、滲層組織超高硬度滲碳工藝實(shí)現(xiàn)、現(xiàn)有工藝可控性誘發(fā)的批量化生產(chǎn)等現(xiàn)實(shí)工程問題，始終有待提升，也嚴(yán)重制約著相關(guān)材料的工程化應(yīng)用。CSS-42L 可進(jìn)行高溫滲碳、固溶淬火、低溫氮化復(fù)合強(qiáng)化，強(qiáng)化效果較為顯著。結(jié)合必要的機(jī)加工藝路線調(diào)整，可顯著提升相關(guān)軸承及齒輪零組件表面改性滲層硬度一致性。

　　除 Latrobe Specialty Steel Company 研發(fā)的 CSS-42L，美國西北大學(xué) Olson 教授通過計(jì)算材料學(xué)研發(fā)設(shè)計(jì)出新型耐溫滲碳齒輪鋼，經(jīng) Quest Tek Innovations LLC 及 Carpenter Technology 公司產(chǎn)業(yè)化后，在美國五代機(jī)中得到推廣應(yīng)用，相關(guān)合金體系以 Ferrium 命名。該合金系列中除目前已知的Ferrium C61(AMS6517)、Ferrium C64(AMS6509) 和 Ferrium C69 及 Ferrium CS62 四種滲碳齒輪鋼之外，還有 Ferrium N63 高溫氮化用齒輪鋼(基于 1Cr13 馬氏體不銹鋼)、Ferrium S53(AMS5922)超高強(qiáng)度耐蝕結(jié)構(gòu)鋼、Ferrium M54(AMS6516)高強(qiáng)度耐蝕結(jié)構(gòu)鋼(疲勞性能和應(yīng)力腐蝕門檻值 Kiscc 顯著優(yōu)于 AerMet 100)。

　　Ferrium 合金體系中，隨著 Cr、Mo 含量的增加，滲層組織改性后的硬度相應(yīng)增加。Ferrium C61 是表 3 中四種 Ferrium 滲碳鋼滲碳表面改性后滲層組織硬度最低的牌號。為進(jìn)一步提升滲層組織的硬度及耐磨性，在 Ferrium C61 母合金基礎(chǔ)之上，采取適量增加 Mo 合金含量、提高滲層組織二次特殊碳化物析出體積分?jǐn)?shù)的方式，衍生出 Ferrium C64。

　　美國材料體系中，9310、Pyrowear 53 和 Ferrium C61/C64 三代齒輪鋼同屬低碳合金鋼，強(qiáng)韌性匹配呈現(xiàn)出典型的迭代提升，且在相應(yīng)代際的材料體系中，抗沖擊韌性均表現(xiàn)優(yōu)異。Ferrium C61 強(qiáng)度與斷裂韌度優(yōu)于 Ferrium C64，用于替代現(xiàn)有 9310 鋼，制造直升機(jī)旋翼軸類零件;Ferrium C64 滲碳后滲層表面硬度高于 Ferrium C61，更適于制造對耐磨性需求更高的齒輪材料，用于替 Pyrowear 53 鋼，以期進(jìn)一步提升齒輪的耐溫特性。

　　上述材料間呈現(xiàn)出顯著的指向性代際替換，力學(xué)性能對比見表 4。國內(nèi)王旭團(tuán)隊(duì)開展了 Ferrium C61、Ferrium C64 熱處理工藝制度研究工作，目前為止尚未發(fā)現(xiàn)有關(guān)滲碳表面改性方面的文獻(xiàn)報(bào)道。相對 CSS-42L 合金體系而言，F(xiàn)errium C61/C64 兩個(gè)牌號滲碳改性后，雖然強(qiáng)韌性得到大幅提升，但滲碳改性層的硬度仍相對較低，不能滿足超高接觸疲勞工況服役下的耐久性技術(shù)要求。

表 4 9310、Pyrowear 53 和 Ferrium C61 常規(guī)熱處理后的室溫力學(xué)性能

　　Quest Tek Innovations LLC 在 Ferrium C61/C 64 合金基礎(chǔ)之上，大幅增加 Cr、Mo、Co 合金化元素含量，研制出 Ferrium C69，滲碳改性后，滲層表面顯微硬度高達(dá) HV0.3950(≥HRC68)，與 CSS- 42L 滲碳改性后的滲層表面硬度數(shù)值接近。表 3 中的 Ferrium C69 合金體系中，(Cr+Mo)含量僅為(5+5)%，顯著低于 CSS-42L 中的(14+4.75)%，這種數(shù)值差異，將會顯著影響其滲層組織特殊碳化物析出形態(tài)及脈沖工藝控制方法，與此同時(shí)，F(xiàn)errium C69 合金體系中的 Co 含量過高，在合金化熔煉及經(jīng)濟(jì)性方面并不突出。

　　第三代滲碳齒輪鋼含有大量的 Cr、Mo 強(qiáng)碳/氮化物形成元素，化學(xué)表面改性工藝可設(shè)計(jì)性極強(qiáng)，通過特定的表面改性工藝方法，調(diào)控滲層組織原位析出的碳化物形態(tài)，提高滲層組織疲勞性能，將是未來第三代滲碳齒輪鋼能否實(shí)現(xiàn)規(guī)?；こ虘?yīng)用的主要研究方向。

　　四、滲碳齒輪鋼的未來發(fā)展趨勢

　　第一代滲碳齒輪鋼，心部組織淬火后，從板條馬氏體中析出 Fe3C 型碳化物，第二代滲碳齒輪鋼，心部組織淬火后，基體會有少量“二次硬化”現(xiàn)象析出的特殊碳化物，從而部分增強(qiáng)基體耐熱性。第三代滲碳齒輪鋼因強(qiáng)碳化物形成元素種類多、含量高，心部組織的“二次硬化”現(xiàn)象占據(jù)主體。

　　在第三代滲碳齒輪鋼中，冶金學(xué)家利用計(jì)算材料學(xué)手段，綜合考量各種強(qiáng)韌化機(jī)理，將合金鋼中的“二次硬化”機(jī)理應(yīng)用到極致，已經(jīng)充分發(fā)揮出合金化元素 Mo 在“二次硬化”過程中產(chǎn)生的 M2C 析出強(qiáng)化效果，通過合金化種類及含量的調(diào)整，第三代滲碳齒輪鋼服役溫度的提高效果不再顯著。

　　超高強(qiáng)度將是第三代滲碳齒輪鋼未來的一個(gè)發(fā)展方向。實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度的一個(gè)主要路徑，是采取基體增碳的方式，相關(guān)材料見表 5?；w碳含量增加后，M2C 析出的體積分?jǐn)?shù)會顯著增加，根據(jù)材料物相的復(fù)合定律，基體的強(qiáng)度與硬度會同步增加，有效提升基體的比強(qiáng)度，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)齒輪設(shè)計(jì)與制造的減重。

表 5 航空用超高強(qiáng)度鋼 Ferrium S53、AerMet310 及 CH 2000 冶金成分對比(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

　　以 Ferrium S53 超高強(qiáng)度鋼為例，該合金組分及主合金化元素含量與 CSS-42L極為相似，CSS- 42L 為臨界超高強(qiáng)度鋼，碳含量由 CSS-42L 的 0.15% 提升至 0.21% 之后，抗拉強(qiáng)度可達(dá) 1900 MPa 以上，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均提升 100 MPa 以上，但基體增碳后，會犧牲部分基體韌性。合金鋼中另一種強(qiáng)化基體的主要方式，相間沉淀硬化也面臨著同樣問題，相間彌散、沉淀析出的耐熱金屬間化合物 Ni₃(Al、Ti、Mo、Nb)、NiAl、Fe2Mo 等，沉淀析出的溫度范圍與“二次硬化”時(shí)效溫度范圍幾乎重疊，強(qiáng)化效果相近。

　　在現(xiàn)有高 CoNi 系第三代滲碳齒輪鋼合金體系下，合理調(diào)增 Mo 元素的含量，將是新型第三代滲碳齒輪鋼的一種重要發(fā)展方向，采用該路徑設(shè)計(jì)合金體系，有助于實(shí)現(xiàn)“二次硬化”與“沉淀硬化” 兩種強(qiáng)化機(jī)制的疊加，從而進(jìn)一步提升第三代滲碳齒輪鋼的強(qiáng)度。同時(shí)，為了獲得相對較好的容限損傷能力，基體中的碳含量應(yīng)進(jìn)一步降低。

　　國產(chǎn) CH 2000 與 Ferrium S53 兩種超高強(qiáng)度鋼的合金化設(shè)計(jì)原理基本一致，CH 2000 雖然碳含量不及 Ferrium S53，但其 Mo 含量顯著增多，能夠沉淀更多的彌散金屬間化合物，釘扎位錯(cuò)強(qiáng)化的效果更為突出，因此，CH 2000 的抗拉強(qiáng)度顯著高于 Ferrium S53，與 AerMet 310 相當(dāng)，抗拉強(qiáng)度接近 2200 MPa。

　　相間沉淀與“二次硬化”均存在峰時(shí)效，彌散析出與基體共格、半共格的納米尺度高模量強(qiáng)化相、有效釘扎位錯(cuò)、激發(fā)位錯(cuò)增殖，形成局域高應(yīng)力場，最終增強(qiáng)基體。兩種強(qiáng)化機(jī)制產(chǎn)生的強(qiáng)化 相，在尺度方面無顯著差異，強(qiáng)化效果主要取決于析出相的體積分?jǐn)?shù)差異。“二次硬化”涉及基體碳含量及 Mo、W、V、Ti、Nb、Ta、Zr 等強(qiáng)碳化物形成元素的含量，齒輪服役時(shí)存在較大沖擊載荷，因此，滲碳齒輪鋼碳含量普遍偏低(≤0.20%)，強(qiáng)碳化物形成元素在鋼中的添加總量通常也會受到嚴(yán)格控制。

　　沉淀硬化鋼中的主合金化元素 Ni 含量通常在 2% 以上，且在一定范圍內(nèi)，Ni 含量越高沉淀硬化效果越好。沉淀析出與“二次硬化”析出，均需遵守相應(yīng)的動(dòng)力學(xué)，產(chǎn)生沉淀硬化的 Ni 與 Mo 等沉淀相元素濃度乘積數(shù)值顯著高于“二次硬化”析出的 C 與 Mo 等強(qiáng)碳化物形成元素濃度乘積數(shù)值，宏觀表現(xiàn)出更高的強(qiáng)化能力。因此，通過“沉淀硬化”機(jī)制進(jìn)一步提升基體強(qiáng)度，將是未來第三代滲碳齒輪鋼新型鋼種研制的一個(gè)主要方向。

　　第三代滲碳齒輪鋼中的強(qiáng)碳化物形成元素 W、V、Ti、Zr、Nb、Ta 等含量相對較低，通過提升基體內(nèi)的強(qiáng)碳化物形成元素含量，可適當(dāng)將基體“二次硬化”溫度范圍向更高溫區(qū)推動(dòng)，受基體再結(jié)晶軟化的影響，服役溫度提升有限。

　　“二次硬化”與“沉淀硬化”兩種強(qiáng)化機(jī)制均存在過時(shí)效問題，過時(shí)效溫區(qū)與基體 α 相再結(jié)晶重疊，過高的時(shí)效/回火處理溫度，會加速基體強(qiáng)度的快速衰減，因此，通過上述兩種強(qiáng)化機(jī)制大幅提升材料的服役溫度，理論上不具可行性。

　　第四代滲碳齒輪鋼尚未有相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道，在文獻(xiàn)中提到第四代滲碳軸承鋼 60NiTi 及 GCr15Al 尚處于研發(fā)階段。60NiTi 鎳基合金由美國海軍軍械實(shí)驗(yàn)室于 20 世紀(jì) 50 年代研制，通過時(shí)效析出硬質(zhì) Ni4Ti3 納米析出相強(qiáng)化基體，該材料在不同熱處理狀態(tài)下的硬度值跨度為 32～63HRC，雖然其耐蝕、耐磨性均顯著優(yōu)于 440C(對應(yīng)國產(chǎn)牌號 9Cr18Mo)，密度低且無磁性(6.7 g/cm3 )，但其機(jī)械加工難度大，NASA 標(biāo)定的最高服役溫度僅為 400 ℃，與第三代滲碳齒輪鋼服役溫度相當(dāng)，僅能用于特定技術(shù)需求的齒輪制造。

　　在 500 ℃ 以上更高溫區(qū)服役，合金鋼不但要考慮自身強(qiáng)度及耐熱性問題，還要考慮高溫氧化問題，雖然理論層面很難預(yù)測下一代耐高溫滲碳齒輪鋼是否存在，但 500 ℃ 以上服役的齒輪材料必須具有非常優(yōu)異的高溫抗氧化特性，同時(shí)兼顧一定的熱強(qiáng)性與經(jīng)濟(jì)性，2000 系列鐵基高溫合金最有可能成為備選基礎(chǔ)合金材料體系。通過合金成分優(yōu)化設(shè)計(jì)，合理引入 Co 元素、增加可形成 Ni3M(M 為 Ti、Mo、Al、Nb 等)沉淀硬化相的 M 元素含量，形成高 Cr 高 Ni 超合金化的鐵基合金，合金體系中的高 Cr 含量，將會給滲碳表面強(qiáng)化帶來極大難度。

　　五、結(jié)束語

　　航空齒輪選材對航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)的可靠性至關(guān)重要，需要綜合考量服役溫區(qū)、傳遞載荷大小及經(jīng)濟(jì)適用性三者間的匹配?，F(xiàn)有滲碳齒輪鋼主要以服役溫區(qū)進(jìn)行代際劃分，材料的代際間性能提升，需兼顧滲層與基體兩者間的強(qiáng)化方式與效果。

　　(1)第一代滲碳齒輪鋼為低碳中低合金鋼，滲層組織以 Fe3C 型碳化物強(qiáng)化，基體回火抗力差，整體服役溫區(qū)≤200 ℃，16Cr3NiWMoVNbE 可通過工藝優(yōu)化跨代提升至第二代滲碳齒輪鋼。

　　(2)第二代滲碳齒輪鋼為低碳中高合金鋼，滲層組織仍以 Fe3C 型碳化物強(qiáng)化為主，因合金體系中合金化程度增高、強(qiáng)碳化物形成元素增多，基體回火過程中可析出部分時(shí)效相，提高基體回火抗力，整體服役溫區(qū)≤350 ℃。

　　(3)第三代滲碳齒輪鋼為低碳超高合金鋼，根據(jù)合金設(shè)計(jì)體系，超高 Cr-Co-Mo 系滲層組織以二次特殊碳化物形式析出，強(qiáng)烈硬化滲層組織，超高 Ni-Co 系滲層組織二次碳化物析出量大幅降低，滲層組織硬化效果不顯著。

　　(4)第三代滲碳齒輪鋼充分利用“二次硬化”機(jī)制強(qiáng)化基體，使其能夠在 500 ℃ 以下溫區(qū)長期服役。輔助“沉淀硬化”可大幅提升基體強(qiáng)度，相關(guān)強(qiáng)化機(jī)理可用于指導(dǎo)新型耐高溫超高強(qiáng)度滲碳齒 輪鋼開發(fā)。

　　(5)受合金化元素在鋼中擴(kuò)散激活能影響，“二次硬化”與“沉淀硬化”強(qiáng)化機(jī)制存在上限溫區(qū)，與基體 α 相再結(jié)晶溫區(qū)毗鄰，因此，現(xiàn)有合金結(jié)構(gòu)鋼體系難于通過成分優(yōu)化設(shè)計(jì)，有效避免 500 ℃ 以上高溫長期服役存在的強(qiáng)度快速衰減。

　　參考文獻(xiàn)略.