汽车产业动力电动化趋势未来将持续推进，但其动力系统与传统燃油车类似，仍需减速器、差速器等齿轮部件。这类部件除需实现高强度以满足小型轻量化需求外，从降低环境负荷角度，在制造过程中减少二氧化碳排放也至关重要。渗氮作为一种部件表面硬化热处理工艺，与目前主流的渗碳淬火相比，热处理变形更小、尺寸精度更高，有望简化或省略后续磨削工序；但另一方面，渗氮部件的疲劳强度通常较低。因此，本研究旨在介绍为提升渗氮部件强度、扩大其在齿轮制造中应用范围所开展的研发工作。

汽车产业正迎来动力电动化浪潮，但即便如此，替代发动机的纯电动汽车动力系统仍需配备减速器与差速器，构成这些部件的齿轮未来仍将发挥重要作用。由于各类电动车型均面临效率提升的共同课题，齿轮需通过高强度化实现小型轻量化。此外，为降低环境负荷，部件全生命周期评估（LCA）的重要性日益凸显，预计通过简化制造工序等方式减少二氧化碳排放量将成为必要举措。

齿轮作为传递发动机、电机等驱动力至底盘的核心部件，在反复滑动作用下，会出现两类主要损伤：1）应力集中的齿根部位因弯曲疲劳发生断裂；2）齿面接触部位从表面向下数百微米深度范围内产生点蚀。为防止这类疲劳损伤，齿轮通常需进行表面硬化热处理，目前主流工艺为渗碳淬火。渗碳淬火需在 900℃以上高温进行，可在短时间内获得较深的硬化层，疲劳强度优异。但淬火过程中会产生较大变形，为保证静音性，需额外增加磨削工序。因此，变形更小、静音性更优的渗氮工艺逐渐受到关注。渗氮处理是在500-600℃的 Fe-N 二元系铁素体（α）区域进行，不伴随相变，与渗碳部件相比变形更小，可简化或省略后续磨削工序。因此，渗氮工艺适用于对变形敏感的薄壁齿轮或高精度齿轮部件。但从齿轮应用角度来看，渗氮存在两方面局限：一是处理温度低于渗碳，硬化层深度更浅；二是受渗氮化合物层影响，齿轮齿根弯曲疲劳强度与齿面疲劳强度较低。因此，渗氮工艺目前多局限于承受低负荷应力的部件，要扩大其应用范围，提升渗氮部件的强度是关键。

基于此，本文将介绍为扩大渗氮工艺在齿轮部件中的应用、提升渗氮部件强度所开展的研发工作。

钢经过渗氮处理后，除因固溶氮与渗氮物析出而强化的基体（扩散层）外，最表面会形成厚度约10-20μm的铁氮化物构成的化合物层。

关于扩散层的改性，已有大量研究报道，合金元素对扩散层硬化特性的影响已被广泛认知。尤其当钢中含有Cr等易与氮形成化合物的合金元素时，随着元素含量增加，渗氮层的硬化效果会显著提升。

扩散层正上方形成的化合物层主要分为两类：一类是硬度高但脆性大的ε相（Fe_2-3N）；另一类是硬度低于 ε相但变形能力更优的γ′相（Fe₄N）。普通气体渗氮处理生成的化合物层多为ε单相，与基体相比变形能力差，且化合物层表面侧常形成孔隙层，因此，在齿面疲劳或齿根弯曲疲劳过程中，易产生开裂或剥离，成为断裂起始点。近年来，随着气体渗氮中用于控制气氛的传感器逐渐普及，通过改性化合物层提升疲劳强度的研究正逐步推广。

由此可见，渗氮部件存在扩散层与化合物层两类硬化层，要实现部件高强度化，需对两类硬化层同时进行改性。以下分别介绍针对扩散层与化合物层开展的研发工作。

合金元素对渗氮过程中扩散层的硬化特性具有显著影响。扩散层是由渗氮时从钢表面向内部渗透扩散的N通过固溶强化与渗氮物析出强化共同形成的。尤其当钢中含有Cr、Al、Mo、V、Ti等渗氮物形成元素时，会析出细小的合金渗氮物，大幅提升扩散层硬度。但需注意的是，若这类元素添加量过多，会导致表层析出大量合金渗氮物，阻碍氮向钢内部扩散，反而使硬化层变浅。其中， Al、Ti的这一倾向尤为明显；而Cr与V则兼具形成合金渗氮物与促进氮向钢内部扩散的双重作用，能较好地平衡硬度与硬化层深度的提升。

图1 展示了三类钢渗氮后的氮含量与硬度分布：机械结构用碳素钢级别低合金钢、低合金钢添加Cr的钢、低合金钢添加Cr与V的钢。结果显示，与氮亲和力强的Cr与V添加后，表面至约 0.3mm 深度范围内的氮含量高于未添加这两种元素的低合金钢，且该区域的硬度因Cr添加而显著提升；进一步添加V后，不仅硬度继续提升，硬化层深度也有所增加。

采用透射电子显微镜（TEM）观察添加Cr的钢渗氮后，扩散层中析出的渗氮物，结果发现，铬渗氮物（CrN）为 B1 型结构的板状渗氮物。研究还发现，添加Al、Ti、V的钢中，也会通过类似的细小渗氮物析出实现扩散层硬化。

图2 以机械结构用合金钢 SCr415（成分：0.15C-0.2Si-0.7Mn-1.1Cr，mass%）为基准，展示了添加不同含量C、Si、Mn、Cr、V的钢渗氮后，表面 25μm 深度处的硬度变化量。从图中可看出两点关键结论：一是扩散层硬度随C含量增加而降低；二是Mn含量增加对硬度的提升效果显著低于Cr与V。

除化学成分外，其他因素也会影响渗氮特性。渗氮前，为实现组织均质化，有时会对钢材进行正火等预处理。研究表明，正火处理会导致扩散层硬度降低，且正火温度越低，硬度降低幅度越大；对钢材进行淬火回火或低温退火处理时，也会观察到类似趋势。推测原因如下：渗氮前的这类热处理会使Cr等在渗碳体中平衡分配系数较高的元素向渗碳体中富集；即便渗氮过程中渗碳体溶解，该温度下Cr的扩散速度较慢，仍会保留其在渗碳体中的分散状态。这种分散状态下的Cr即便以 CrN 形式析出，也会呈现颗粒粗大、数密度低的特点，对渗氮扩散层硬化的贡献较小。

综上所述，要提升扩散层的硬度分布，需在降低C含量的同时，添加Cr、V等渗氮物形成元素，且关键在于渗氮前避免这些元素向碳化物中富集（即确保其固溶于基体中）。

4.1应用气氛控制渗氮实现化合物层改性

气体渗氮中，可通过工业参数 “渗氮势（K_N）” 控制气氛，从而调控化合物层的构成相。公式（1）为渗氮势 K_N的计算公式：

K_N=P_NH3/（P_H2 ）^3/2[atm^-1/2]             （1）

其中，P_NH3 与 P_H2 分别为炉内氨气（NH₃）与氢气（H₂）的分压。由渗氮势 KN与渗氮温度构成的化合物层状态图被称为 Lehrer 图。

图3 为计算得出的 Lehrer 图。（a）纯铁（Fe-N 二元系）渗氮时，γ′相的稳定区域较宽；而（b）以 Fe-0.2C-N 三元系为代表的机械结构用碳素钢或合金钢渗氮时，ε 相的稳定区域扩大，γ′相的稳定区域则相应缩小。此外，传统的含碳钢可能呈现与 Fe-N 二元系不同的相结构。有学者称，对机械结构用合金钢 JIS-SCM435 进行渗氮时，与基体平衡的化合物层可能为 ε 相，也可能为 γ′相；而且其针对 Fe-Cr-0.2C 合金研究了Cr添加对化合物层相结构的影响，结果发现，随着Cr含量增加，与基体平衡的化合物层会从 γ′相为主转变为 ε 相为主。这类相结构差异难以通过平衡相图解释，成为制约相结构可控的渗氮材料应用推广的关键瓶颈之一。

因此，明确渗氮过程中影响化合物层形成的各类因素，建立统一的机制认知，是工业领域亟待解决的重要课题。

4.2基体碳（C）含量对化合物层生长的影响

含碳钢中，与基体平衡的化合物层发生变化的原因之一，可能是热处理过程中钢表面向气氛脱碳的影响。脱碳是钢加热时不可避免的现象，研究表明渗氮处理中也会发生脱碳。因此，化合物层内的碳含量可能随时间变化。以下通过研究不同基体碳含量的钢渗氮后，表层合金元素含量分布与相结构的时间变化，探讨 Fe-C-N 三元系中各类相结构形成的机制。

表 1 为试验用钢的化学成分，以通用机械结构用碳素钢JIS-S30C为基础，将碳含量调整为 0mass%、0.30mass%、0.80mass%（分别记为C00、C30、C80）。首先在真空熔炼炉中熔制10kg铸锭，通过热锻加工成直径25mm的圆棒；随后依据 JIS G 0561标准进行正火处理：C00在925℃加热30min，C30在900℃加热30min，C80在870℃加热30min。从这些材料中机械加工出 10mm×50mm×2mm的试样，进行气体渗氮处理。渗氮处理使用 NH₃与 N₂气体，试样在 570℃下分别保温 0.5h、1.0h、3.0h后，在80℃油中冷却；处理气氛为常压，通过调整炉内 NH₃与N₂的进气流量，使式（1）中的渗氮势 K_N稳定维持在目标值 1.1atm^-1/2。渗氮后，将试样截面表层用3%硝酸酒精溶液（3%Nital）腐蚀，通过光学显微镜与扫描电子显微镜（SEM）观察，并采用电子背散射衍射（EBSD）法对化合物层进行相鉴定；同时使用辉光放电发射光谱仪（GD-OES）测量化合物层中的N、C含量。

图4为 C00、C30、C80 渗氮后表层的 SEM观察图像与 EBSD相结构分析结果。对于C00：渗氮 0.5h时，化合物层从外到内依次为：表面侧为 ε 单相，较深位置为 ε+γ′混相，基体附近为 γ′单相；这一分层顺序不随渗氮时间增加而变化，γ′单相区与 ε 单相区均随时间生长。对于 C30：渗氮 0.5h时，表层为ε单相，较深位置为 ε+γ′混相；渗氮 1.0h与 3.0h时，表层仍为ε单相，但中部附近ε相比例下降，以γ′相为主；基体侧虽也以γ′相为主，但ε相比例高于中部附近。对于C80：渗氮1.0h前，化合物层整体为以ε相为主的ε+γ′混相；渗氮3.0h时，呈现与C30类似的结构，但深度方向中部附近的γ′相比例更高，基体侧的ε相比例也更高。

4.3化合物层相结构与N、C含量变化的对应关系

为明确化合物层相结构随时间变化的原因，重点关注相结构变化显著的C80钢，研究其渗氮过程中N、C含量分布的时间变化，结果见图5。无论渗氮时间长短，N含量均在最表面达到最高，随与表面距离增加而降低，在对应化合物层厚度的深度处急剧下降。C含量在化合物层的基体侧出现高于基体的区域，推测为C从基体向化合物层的富集现象；且随渗氮时间增加，C含量峰值呈下降趋势。此外，最表面的碳含量低于基体，表明渗氮过程中化合物层向气氛发生了脱碳。脱碳导致的C含量降低量随渗氮时间延长而增大。

图6为根据渗氮C80钢中N、C含量实测值，通过平衡计算得出的N、C化学势（μ_N、μ_C）分布。无论渗氮时间长短，与渗氮气氛接触的钢表面，其μ_N与μ_C基本保持恒定；且钢表面的μ_N高于内部，表面的μ_C低于内部。此外，化合物层厚度随渗氮时间延长而增加，导致厚度方向上μ_N与μ_C的梯度随时间推移逐渐减小。由此可见，化合物层厚度方向上N、C含量变化的驱动力，随渗氮时间延长而逐渐减弱。

综上研究可明确：化合物层相结构随时间变化的主要原因是化合物层深度方向的C含量随时间发生改变；进一步而言，化合物层中C含量的时间变化，是由C从基体向化合物层的富集以及化合物层表面附近向气氛的脱碳共同作用导致，且这两个过程均受厚度方向碳化学势（μ_C）梯度变化的影响。

5.1开发钢概况

基于以上研究，开发了面向渗氮工艺的高强度钢。表 2 为开发钢的化学成分，其设计思路以JIS-SCM420为基准，通过以下调整实现性能优化：一是不添加Mo，并降低C、Cr含量，在降低材料硬度的同时保证切削加工性；二是添加V，利用渗氮过程中钒渗氮物（VN）、钒碳化物（VC）的析出，提升扩散层与基体的硬度；三是增加Mn含量，使渗氮前的基体组织以贝氏体为主，既提高芯部硬度，又增加Cr、V在基体中的固溶量。在渗氮时的氮侵入区域，通过CrN、VN保证硬度；在氮未侵入区域，利用 VC 析出的二次硬化效应抑制基体软化，最终实现渗氮后整体硬度分布的提升。

5.2开发钢气氛控制渗氮材料的疲劳强度

以下介绍开发钢经渗氮处理后的性能评估结果：通过模拟齿轮齿根弯曲疲劳的旋转弯曲疲劳试验，以及模拟齿面疲劳的双圆柱滚动疲劳试验，分别评价其弯曲疲劳强度与面疲劳强度。为了进行对比，选择汽车齿轮中广泛应用的JIS-SCM420 经气体渗碳淬火后的材料作为参照试样。已有研究表明，变形能力优异的γ′相化合物层对提升弯曲疲劳强度与面疲劳强度至关重要，因此，在渗氮过程中控制气氛，使化合物层中γ′相的占比高于ε相。

图7对比了SCM420渗碳材料与开发钢气氛控制渗氮材料在热处理前后的硬度及最表面组织。SCM420 渗碳材料表面形成了可能成为应力集中源的晶界氧化层，且受此影响出现不完全淬火组织，导致最表面硬度较低；而开发钢气氛控制渗氮材料则实现了预期设计，最表面化合物层以γ′相为主，未出现渗碳材料中的晶界氧化层与不完全淬火组织，形成了无孔隙的硬质化合物层。

图8为两类材料的旋转弯曲疲劳试验与双圆柱滚动疲劳试验结果。与SCM420渗碳材料相比，新开发钢气氛控制渗氮材料的齿根弯曲疲劳强度提升19%，齿面疲劳强度提升21%。这一结果表明，通过对扩散层与化合物层进行改性，即便传统上疲劳强度存在短板的渗氮产品，也能实现强度的显著提升。

本文围绕扩大渗氮工艺在齿轮部件中的应用这一目标，介绍了为提升渗氮部件强度所开展的研发案例。未来将继续推进研发工作，不仅关注钢材的化学成分，还将结合客户的热处理工序等工艺特点，开发更贴合实际应用场景的技术方案。