鄭 醫(yī), 何培剛, 李 寧, 孫振淋*

（1.中國航發(fā)哈爾濱東安發(fā)動機有限公司, 哈爾濱 150066；2.哈爾濱工業(yè)大學 材料科學與工程學院, 哈爾濱 150001）

航空發(fā)動機輸出動力，航空動力傳動系統(tǒng)通過機械分扭裝置，將動力傳遞至相關部件。作為航空動力傳動系統(tǒng)的基礎零部件，航空齒輪在特定動態(tài)、高溫、高速、重載等復雜工況條件下服役，為保障動力傳輸發(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“結構-功能一體化”設計，零件結構異常復雜、高度集成，沉余尺寸相對較低。齒輪在工作時，齒根部位受到彎曲應力作用，易產(chǎn)生疲勞斷裂，而齒面部位則受到接觸應力作用，易于產(chǎn)生齒面表面的剝落。相對于汽車、機械行業(yè)等常規(guī)齒輪，航空齒輪服役工況苛刻，同時承受劇烈的交變載荷和沖擊載荷，因此，航空齒輪在選材時，通常選取中低碳合金鋼材料，通過滲碳、氮化、氰化等化學熱處理表面改性方式強化齒面。在確保心部組織具有良好淬透性及抗沖擊韌性的同時，齒形面因表面強化兼具優(yōu)異的耐磨性。

長期以來，我國航空齒輪材料始終處于被動仿制階段，隨著航空飛行器家族譜系的不斷細分與完善，相應也帶動了我國航空齒輪材料的迭代發(fā)展，但在航空齒輪結構鋼的設計強化理論及合金化機理方面，始終停滯不前，亟待加強相關基礎自主研究工作，補齊相關技術、理論短板。本工作對航空動力傳動系統(tǒng)滲碳齒輪材料的代際發(fā)展、組分特征與強化機制進行綜述，以期促進航空齒輪結構鋼的良性發(fā)展。

1 第一代滲碳齒輪鋼

自20世紀60年代，美國將制造高純凈度軸承鋼VIM-VAR雙真空熔煉技術，導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代際[1-2]。

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）[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較少，經(jīng)濟性方面Cr-Ni材料性價比最高，屬于典型的低碳低合金鋼。因材料體系中缺乏必要的強碳/氮化物形成元素，基體比強度及淬透性相對較低，滲碳化學表面改性之后，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及合金成分（質(zhì)量分數(shù)/%）[3-8]Table 1 Brand and component of the 1st generation carburized gear steel（mass fraction/%）[3-8]

為提高Cr-Ni合金體系強度及滲層組織回火抗力，適度提升基體淬透性，冶金學家向Cr-Ni系中適當引入少量強碳/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W元素的引入，基體淬透性、熱強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，又可進行滲碳、氮化表面改性強化的鋼種，具有極好的熱處理工藝加工性能[11-12]。

9310鋼源自美國，初期應用于汽車齒輪行業(yè)，因其成本低、強度高、韌性好、具有一定淬透性及可焊性，逐步推廣應用于制造中重載荷、中大截面尺寸航空動力傳動系統(tǒng)中的齒輪、齒輪軸、旋翼軸等構件，對應的國內(nèi)材料牌號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、重型機械等領域均得到了顯著的應用，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)異的合金化設計，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)工藝路徑加以實現(xiàn)。

2 第二代滲碳齒輪鋼

隨著航空技術的發(fā)展，航空動力傳輸?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[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)更加復雜，除在接觸面法向方向產(chǎn)生接觸應力外，周向方向輪齒產(chǎn)生彎曲應力，部分斜齒及錐齒輪還產(chǎn)生軸向應力。通常情況下，接觸疲勞強度與齒輪接觸面硬度值二次方呈正比，在循環(huán)接觸應力作用下，齒面硬度的下降，直接導致齒輪接觸表面麻點、滲層剝落[22-23]。對于轉(zhuǎn)速相對較高、荷載相對較大的中重型齒輪，輪齒齒面嚙合滑動速度較高，在滑動接觸區(qū)域產(chǎn)生高溫，滲碳齒輪回火抗力不足時，齒面極易產(chǎn)生膠合現(xiàn)象，對航空動力傳動系統(tǒng)整體造成重大影響[24]。

針對上述問題，冶金學家利用含Mo合金鋼“二次硬化”原理，設計、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[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及合金成分（質(zhì)量分數(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)量分數(shù)最高，達到0.60%，而第二代滲碳齒輪鋼中，除 Pyrowear 675 和 CBS 600（對應美國航空航天材料標準牌號為AMS 5930和AMS 6255）之外，Mo元素質(zhì)量分數(shù)普遍超過1.0%。

第二代滲碳齒輪鋼中，Cu、Al元素主要發(fā)揮彌散析出強化作用，Co元素可增加基體的熱強性，W與Mo元素協(xié)同，能夠形成較強的二次硬化效果；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)化后對應的牌號為10CrNi2Mo3-Cu2V，由美國 Carpenter Technology公司研制，對應美國航空航天材料標準牌號為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化。

該材料淬火后，在205～350 ℃回火，隨著回火溫度的提高，抗拉強度、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 ℃。當回火溫度≥350 ℃ 時，尤其在 400～450 ℃ 回火，雖然強度顯著提高，但沖擊韌性快速下降，450 ℃左右時，強度及沖擊韌性分別達到極大值與極小值，此時富Cu相的析出達到峰時效狀態(tài)，并誘發(fā)二次強化脆化現(xiàn)象，繼續(xù)提高回火溫度，富Cu相進入過時效狀態(tài)，基體強度下降[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，該材料兼具高性價比，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，可進行氰化改性。M50NiL是瑞典SKF公司20世紀80年代專門為美國空軍研制的一種新型滲碳軸承鋼[30]，對應美國航空航天材料標準牌號為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，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，可進行滲碳、氰化及高溫滲碳+低溫氮化復合強化三種化學熱處理表面改性。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到12%以上，材料制造成本過高，滲碳時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 Latrobe Specialty Steel Company 于 20 世紀90年代在BG42（14-4 Mo）不銹軸承鋼和AFC77超高強度沉淀硬化不銹鋼基礎之上，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成為首個在實踐中得到應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[16, 34-35]，行業(yè)普遍認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)馬氏體結構鋼轉(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)異高溫熱穩(wěn)定性，確保齒輪在無油干運轉(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)量分數(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計有著本質(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、雜物控制及相關熱加工工藝技術成熟度等方面，與美、歐、日本等先進國家存在較大差距，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，進行了材料工程化應用研究探索工作。隨后，中國航發(fā)航材院、寶鋼、哈爾濱工業(yè)大學、昆明理工大學等相繼開展了國產(chǎn)化材料牌號研制及相關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[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)生強化的“化學拖拽”，遲滯活性碳原子向心部基體的擴散，并產(chǎn)生上坡擴散，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到最高的牌號，滲碳改性后的滲層表面硬度可高達HRC67～72，與硬質(zhì)合金刀具硬度數(shù)值接近，復合低溫氮化后，滲層表面硬度可進一步得到提升。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位相關系，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，合理設定子脈沖程序中的強滲時間與擴散時間的數(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原理研究尚處于起步階段的現(xiàn)實，相關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現(xiàn)、現(xiàn)有工藝可控性誘發(fā)的批量化生產(chǎn)等現(xiàn)實工程問題，始終有待提升，也嚴重制約著相關材料的工程化應用。CSS-42L可進行高溫滲碳、固溶淬火、低溫氮化復合強化，強化效果較為顯著。結合必要的機加工藝路線調(diào)整，可顯著提升相關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Olson教授通過計算材料學研發(fā)設計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，在美國五代機中得到推廣應用，相關合金體系以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）超高強度耐蝕結構鋼、Ferrium M54（AMS6516）高強度耐蝕結構鋼（疲勞性能和應力腐蝕門檻值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。為進一步提升滲層組織的硬度及耐磨性，在Ferrium C61母合金基礎之上，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數(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，強韌性匹配呈現(xiàn)出典型的迭代提升，且在相應代際的材料體系中，抗沖擊韌性均表現(xiàn)優(yōu)異。Ferrium C61強度與斷裂韌度優(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，用于替代Pyrowear 53鋼，以期進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，力學性能對比見表4[25,39-40]。國內(nèi)王旭團隊開展了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)有關滲碳表面改性方面的文獻報道。相對于CSS-42L合金體系而言，F(xiàn)errium C61/C64兩個牌號滲碳改性后，雖然強韌性得到大幅提升，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要求。

表4 9310、Pyrowear 53 和 Ferrium C61 常規(guī)熱處理后的室溫力學性能[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 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，F(xiàn)errium C69合金體系中的Co含量過高，在合金化熔煉及經(jīng)濟性方面并不突出。

第三代滲碳齒輪鋼含有大量的Cr、Mo強碳/氮化物形成元素，化學表面改性工藝可設計性極強，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現(xiàn)規(guī)?；こ虘玫闹饕芯糠较?。

4 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，從而部分增強基體耐熱性。第三代滲碳齒輪鋼因強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，冶金學家利用計算材料學手段，綜合考量各種強韌化機理，將合金鋼中的“二次硬化”機理[16,48]應用到極致，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。

超高強度將是第三代滲碳齒輪鋼未來的一個發(fā)展方向。實現(xiàn)超高強度的一個主要路徑，是采取基體增碳的方式，相關材料見表5[48,50-51]。基體碳含量增加后，M2C析出的體積分數(shù)會顯著增加，根據(jù)材料物相的復合定律，基體的強度與硬度會同步增加，有效提升基體的比強度，進而實現(xiàn)齒輪設計與制造的減重。

表5 航 空 用 超 高 強 度 鋼 Ferrium S53、 AerMet 310 及CH 2000冶金成分對比（質(zhì)量分數(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為臨界超高強度鋼，碳含量由CSS-42L的0.15%提升至0.21%之后，抗拉強度可達1900 MPa以上，抗拉強度與屈服強度均提升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”時效溫度范圍幾乎重疊，強化效果相近。

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，采用該路徑設計合金體系，有助于實現(xiàn)“二次硬化”與“沉淀硬化”兩種強化機制的疊加，從而進一步提升第三代滲碳齒輪鋼的強度。同時，為了獲得相對較好的容限損傷能力，基體中的碳含量應進一步降低。

國產(chǎn)CH 2000與Ferrium S53兩種超高強度鋼的合金化設計原理基本一致，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，釘扎位錯強化的效果更為突出，因此，CH 2000的抗拉強度顯著高于Ferrium S53，與 AerMet 310 相當，抗拉強度接近2200 MPa。

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

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，均需遵守相應的動力學，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等強碳化物形成元素濃度乘積數(shù)值，宏觀表現(xiàn)出更高的強化能力。因此，通過“沉淀硬化”機制進一步提升基體強度，將是未來第三代滲碳齒輪鋼新型鋼種研制的一個主要方向。

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

“二次硬化”與“沉淀硬化”兩種強化機制均存在過時效問題，過時效溫區(qū)與基體α相再結晶重疊，過高的時效/回火處理溫度，會加速基體強度的快速衰減，因此，通過上述兩種強化機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文獻報道，在文獻[52]中提到第四代滲碳軸承鋼60NiTi及GCr15Al尚處于研發(fā)階段。60NiTi鎳基合金由美國海軍軍械實驗室于20世紀50年代研制，通過時效析出硬質(zhì)Ni4Ti3納米析出相強化基體，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（對應國產(chǎn)牌號9Cr18Mo），密度低且無磁性（6.7 g/cm3），但其機械加工難度大，NASA標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，僅能用于特定技術需求的齒輪制造。

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，同時兼顧一定的熱強性與經(jīng)濟性，2000系列鐵基高溫合金最有可能成為備選基礎合金材料體系。通過合金成分優(yōu)化設計，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，將會給滲碳表面強化帶來極大難度。

5 結束語

航空齒輪選材對航空動力傳動系統(tǒng)的可靠性至關重要，需要綜合考量服役溫區(qū)、傳遞載荷大小及經(jīng)濟適用性三者間的匹配。現(xiàn)有滲碳齒輪鋼主要以服役溫區(qū)進行代際劃分，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型碳化物強化為主，因合金體系中合金化程度增高、強碳化物形成元素增多，基體回火過程中可析出部分時效相，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)合金設計體系，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”機制強化基體，使其能夠在500 ℃以下溫區(qū)長期服役。輔助“沉淀硬化”可大幅提升基體強度，相關強化機理可用于指導新型耐高溫超高強度滲碳齒輪鋼開發(fā)。

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