鄭 醫(yī), 何培剛, 李 寧, 孫振淋*

（1.中國(guó)航發(fā)哈爾濱東安發(fā)動(dòng)機(jī)有限公司, 哈爾濱 150066；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 哈爾濱 150001）

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(duì)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(duì)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(zhǎng)期以來，我國(guó)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(guó)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(duì)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。

1 第一代滲碳齒輪鋼

自20世紀(jì)60年代，美國(guó)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[1-2]。

我國(guó)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(guó)航空工業(yè)對(duì)外合作力度的加大，相繼引入18CrNi4A（意大利18NC16）、9310（美國(guó)）及 16Cr3NiWMoVNbE（俄羅斯）、17CrNiMo6（德國(guó)）[3]。航空第一代滲碳齒輪鋼合金化成分見表1[3-8]，服役溫度通常不超過200 ℃。

通過表1[3-8]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(duì)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(duì)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。

表1 常用航空第一代滲碳齒輪鋼牌號(hào)及合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）[3-8]Table 1 Brand and component of the 1st generation carburized gear steel（mass fraction/%）[3-8]

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[9-10]，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[11-12]。

9310鋼源自美國(guó)，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(duì)應(yīng)的國(guó)內(nèi)材料牌號(hào)12CrNi3MoA[13-14]，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[15]。

17CrNiMo6材料是國(guó)外重載齒輪使用相對(duì)較為成熟的牌號(hào)，我國(guó)國(guó)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)較為成功的Cr-Ni-Mo系鋼種，適用于模數(shù)≥12的重載齒輪制造[16-17]。

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[18-20]，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(shì)非飽和滲碳等非常規(guī)工藝路徑加以實(shí)現(xiàn)。

2 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?，航空軸承、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(duì)較低，合金化元素含量相對(duì)較少，滲碳表面改性后，滲層組織的回火抗力不足[21]。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[22-23]。對(duì)于轉(zhuǎn)速相對(duì)較高、荷載相對(duì)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(duì)航空動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)整體造成重大影響[24]。

針對(duì)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(hào)有 EX 53、Pyrowear 53、Py rowear 675、M 50Ni L、CBS 600、CBS 1000M、Vasco x-2 等，常見牌號(hào)合金化成分如表2所示[25-26]，第二代滲碳齒輪鋼的服役溫度上限提升至350 ℃[21]。

表2 常用航空第二代滲碳齒輪鋼牌號(hào)及合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）[25-26]Table 2 Brand and component of the 2nd generation carburized gear steel （mass fraction/%）[25-26]

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(duì)應(yīng)美國(guó)航空航天材料標(biāo)準(zhǔn)牌號(hào)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(guó)內(nèi)常用的牌號(hào)為Pyrowear 53，國(guó)產(chǎn)化后對(duì)應(yīng)的牌號(hào)為10CrNi2Mo3-Cu2V，由美國(guó) Carpenter Technology公司研制，對(duì)應(yīng)美國(guó)航空航天材料標(biāo)準(zhǔn)牌號(hào)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[27-29]。

在第二代滲碳齒輪鋼中，Pyrowear 53鋼的整體合金化程度相對(duì)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(hào)，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(guó)航空齒輪行業(yè)均得到相對(duì)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(guó)空軍研制的一種新型滲碳軸承鋼[30]，對(duì)應(yīng)美國(guó)航空航天材料標(biāo)準(zhǔn)牌號(hào)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(zhǎng)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[31]，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[21, 32]，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。

3 第三代滲碳齒輪鋼

美國(guó) 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[21, 33]，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(hào)，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(hào)，均由美國(guó)研制，合金化成分見表3[16, 34-35]，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(hào)，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(hào)及合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）[16, 34-35]Table 3 Brand and component of the 3rd generation carburized gear steel （mass fraction/%）[16, 34-35]

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(guó)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(guó)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(guó)成功研制出CSS-42L第三代滲碳齒輪鋼后，我國(guó)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(guó)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(guó)產(chǎn)化材料牌號(hào)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(guó)產(chǎn)化材料牌號(hào)除15Cr14Co12Mo4Ni2VNb、15Cr14Co12Mo5Ni兩種之外，還有 14Cr14Co13Mo4[36]、BG800[37]。

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(hào)，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(guó)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(guó)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(guó)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(guó)五代機(jī)中得到推廣應(yīng)用，相關(guān)合金體系以Ferrium命名[38]。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(hào)。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(guó)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(duì)耐磨性需求更高的齒輪材料，用于替代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(duì)比見表4[25,39-40]。國(guó)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[41-43]，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(duì)于CSS-42L合金體系而言，F(xiàn)errium C61/C64兩個(gè)牌號(hào)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(duì)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[25, 39-40]Table 4 Room mechanical properties of 9310、Pyrowear 53 and Ferrium C61[25, 39-40]

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[44]。表3中的Ferrium C69合金體系中，（Cr+Mo）含量?jī)H為（5+5）%，顯著低于CSS-42L中的（14+4.75）%，這種數(shù)值差異，將會(huì)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)模化工程應(yīng)用的主要研究方向。

4 滲碳齒輪鋼的未來發(fā)展趨勢(shì)

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(huì)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[42,45-47]。

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[16,48]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[49]，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[48,50-51]。基體碳含量增加后，M2C析出的體積分?jǐn)?shù)會(huì)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(huì)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、 AerMet 310 及CH 2000冶金成分對(duì)比（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）[48,50-51]Table 5 Component comparison of aero-ultra high strength steel Ferrium S53、 AerMet 310 and CH 2000（ mass fraction/%）[48,50-51]

以Ferrium S53超高強(qiáng)度鋼為例[48]，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(huì)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(duì)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(guó)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(chǎng)，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?！岸斡不鄙婕盎w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(huì)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(duì)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(huì)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)[52]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(guó)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[53-54]，雖然其耐蝕、耐磨性均顯著優(yōu)于440C（對(duì)應(yīng)國(guó)產(chǎn)牌號(hào)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(cè)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(huì)給滲碳表面強(qiáng)化帶來極大難度。

5 結(jié)束語(yǔ)

航空齒輪選材對(duì)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(zhǎng)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(zhǎng)期服役存在的強(qiáng)度快速衰減。