周麗娜，楊曉峰，劉明，童銳，王文雪

(1.中國航發(fā)哈爾濱軸承有限公司，哈爾濱 150025；2.空裝駐哈爾濱地區(qū)第一軍代表室，哈爾濱 150025)

軸承作為航空發(fā)動機(jī)的關(guān)鍵部件，主要作用是減小發(fā)動機(jī)各部件之間的摩擦力，傳輸載荷及保持各部件的準(zhǔn)確位置[1]。航空發(fā)動機(jī)主軸軸承服役環(huán)境較為惡劣，其性能直接影響發(fā)動機(jī)的運(yùn)行和使用壽命[2],故航空發(fā)動機(jī)主軸軸承材料的選擇尤為重要。

8Cr4Mo4V(Cr4Mo4V，G80Cr4Mo4V，M50)鋼是一種典型的鉬系高速鋼，其主要合金元素除Mo外還包括大量Cr及V。傳統(tǒng)工藝熱處理后8Cr4Mo4V鋼中存在大量的合金碳化物，保證了其高溫硬度及耐磨性。基于8Cr4Mo4V鋼優(yōu)異的力學(xué)性能，20世紀(jì)80年代中期，美國宇航局開始將其應(yīng)用于航空軸承[3-4]。到目前為止，8Cr4Mo4V鋼依然是我國應(yīng)用較為廣泛的一種高溫(使用溫度不大于316 ℃)軸承鋼[5]，主要用于發(fā)動機(jī)主軸軸承的制造。

為進(jìn)一步提高8Cr4Mo4V鋼的性能，近些年國內(nèi)外學(xué)者進(jìn)行了大量的研究。2020年最新報道顯示,國外學(xué)者為提高8Cr4Mo4V鋼的干摩擦性能，利用放電等離子燒結(jié)(Spark Plasma Sintering，SPS)將固體潤滑劑(SnS/ZnO)直接加到8Cr4Mo4V鋼基體中[6]。

1 8Cr4Mo4V鋼化學(xué)成分及優(yōu)化

傳統(tǒng)8Cr4Mo4V鋼的化學(xué)成分見表1，其中質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.75%～0.85%的C為材料提供了優(yōu)異的淬透性和硬度。Cr，Mo及V均是強(qiáng)碳化物形成元素，可顯著提高材料的耐磨性，其中Cr在8Cr4Mo4V鋼中通常以M23C6形式存在，而Mo及V元素主要以M2C和MC形式存在。

表1 8Cr4Mo4V鋼化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)Tab.1 Mass fraction of chemical composition for 8Cr4Mo4V steel %

文獻(xiàn)[7]對8Cr4Mo4V鋼失效模式進(jìn)行了研究，指出其疲勞剝落通常起源于粗大、形狀不規(guī)則的碳化物。8Cr4Mo4V鋼中存在的大塊狀碳化物有2種： Mo為主的M2C[8]和以無規(guī)則塊狀存在的部分MC。為消除無規(guī)則塊狀碳化物，文獻(xiàn)[9]通過熱力學(xué)計算重新設(shè)計了8Cr4Mo4V鋼成分(表1中的改進(jìn)型)并進(jìn)行了試制，結(jié)果表明：通過適當(dāng)提高Cr含量，同時降低V含量，可使M2C型碳化物尺寸降至5.3 μm以下，球狀碳化物M23C6增多；經(jīng)淬回火處理后改進(jìn)型8Cr4Mo4V鋼的室溫硬度不低于64 HRC，400 ℃下高溫硬度不低于60 HRC，符合高溫軸承的服役要求。由于目前缺乏相關(guān)驗證，未見到該成分8Cr4Mo4V鋼的實際工程應(yīng)用。

文獻(xiàn)[10]研究了Mg對8Cr4Mo4V鋼碳化物的影響，結(jié)果表明添加少量Mg可改善鋼的結(jié)晶組織，優(yōu)化鋼錠鑄態(tài)組織中的網(wǎng)狀碳化物。

2 8Cr4Mo4V鋼熱處理技術(shù)發(fā)展

熱處理是決定材料最終性能的關(guān)鍵步驟，為提高8Cr4Mo4V鋼性能，研究熱處理工藝的改進(jìn)技術(shù)具有重要意義。

2.1 傳統(tǒng)熱處理技術(shù)及其組織性能

國內(nèi)外8Cr4Mo4V鋼傳統(tǒng)熱處理工藝均為淬火加三次回火，如圖1所示[11-12]，區(qū)別在于國外淬火升溫過程為一步預(yù)熱(圖1a紅線)或三步預(yù)熱(圖1a黑色虛線)，而國內(nèi)基本采用一步預(yù)熱(圖1b)；國外淬火冷卻過程采用分級淬火方式，主要目的是減小熱處理變形，而國內(nèi)采用吹N2連續(xù)冷卻。

淬回火工藝處理后8Cr4Mo4V鋼微觀組織及物相如圖2所示:淬火后8Cr4Mo4V鋼的晶粒較為均勻、細(xì)小，回火后8Cr4Mo4V鋼由回火馬氏體、少量殘余奧氏體(體積分?jǐn)?shù)不大于3%)及碳化物組成;回火后存在無規(guī)則塊狀和彌散分布小顆粒狀碳化物，其中塊狀碳化物為淬火未溶解碳化物和回火析出碳化物[13]。

圖2 淬回火工藝處理后8Cr4Mo4V鋼微觀組織Fig.2 Microstructure of 8Cr4Mo4V steel after quenching and tempering process

由文獻(xiàn)[8]可知，淬火未溶解碳化物的主要類型為M2C和MC，而回火析出碳化物主要類型為M23C6和M2C。通常，回火析出碳化物尺寸為納米級，呈片狀或球狀，可起到二次硬化效果。然而，較早研究中受分析測試手段限制，只能從二維角度對8Cr4Mo4V鋼中碳化物進(jìn)行觀察分析，制樣以及觀察方式均可能導(dǎo)致對其真實形狀及尺寸存在誤判。隨著三維原子探針技術(shù)的開發(fā)及應(yīng)用，文獻(xiàn)[14]將其用于8Cr4Mo4V鋼中碳化物分析，結(jié)果如圖3所示，圖3b和圖3c為圖3a旋轉(zhuǎn)一定角度的局部放大，回火過程中析出的M2C三維形貌呈細(xì)柱狀，且連續(xù)彌散。

圖3 8Cr4Mo4V鋼中碳化物三維形貌特征Fig.3 Three-dimensional morphology characteristics of carbides in 8Cr4Mo4V steel

傳統(tǒng)淬回火工藝處理后，8Cr4Mo4V鋼的微觀組織主要包括回火馬氏體、極少量殘余奧氏體和彌散分布的二次碳化物，室溫硬度為60～64 HRC，高溫(316 ℃)硬度可以達(dá)到58 HRC，滿足大多數(shù)主軸軸承服役需求。

2.2 貝氏體等溫淬火強(qiáng)韌化工藝

當(dāng)dn值超過2.0×106mm·r/min時，韌性不足成為限制8Cr4Mo4V鋼使用的主要原因。文獻(xiàn)[15-16]相繼開展了強(qiáng)韌化技術(shù)在8Cr4Mo4V鋼熱處理工藝中的應(yīng)用，以達(dá)到提高其綜合性能和軸承壽命的目的。

金屬材料通過等溫淬火獲得的下貝氏體具有優(yōu)異的強(qiáng)度和韌性，因此等溫淬火是目前較為常用的一種金屬增韌工藝[17-23]。鑒于貝氏體優(yōu)異的力學(xué)性能，文獻(xiàn)[24-25]開展了8Cr4Mo4V鋼貝氏體等溫淬火工藝研究，以進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)韌性。圖4a為貝氏體等溫淬火工藝處理后8Cr4Mo4V鋼的微觀組織，圖4b為貝氏體等溫淬火工藝與常規(guī)淬回火工藝的對比，貝氏體等溫淬火工藝可以顯著提高沖擊韌性，提高幅度可達(dá)20%～50%。

圖4 貝氏體等溫淬火后8Cr4Mo4V鋼微觀組織及性能Fig.4 Microstructure and properties of 8Cr4Mo4V steel after bainitic austempering

2.3 尺寸穩(wěn)定化熱處理工藝

航空軸承除對力學(xué)性能具有較高要求外，還要求其具有優(yōu)異的尺寸穩(wěn)定性。8Cr4Mo4V鋼經(jīng)熱處理后盡管殘余奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)已降至3%以下，但在存放和使用過程中依然可能進(jìn)一步向馬氏體轉(zhuǎn)變，從而引起尺寸變化；殘余應(yīng)力的釋放也會引起軸承尺寸變化。因此，文獻(xiàn)[26]開展了尺寸穩(wěn)定化熱處理工藝對8Cr4Mo4V鋼微觀組織及尺寸變化的影響，即在軸承正常熱處理工序與最終冷加工工序之間增加一個穩(wěn)定化熱處理工序。

8Cr4Mo4V鋼穩(wěn)定化熱處理工藝如圖5所示，可以看出該工藝包括3個循環(huán)，每個循環(huán)由冷處理和中溫時效2個過程組成。

圖5 8Cr4Mo4V鋼尺寸穩(wěn)定化熱處理工藝Fig.5 Dimensional stabilization heat treatment process of 8Cr4Mo4V steel

經(jīng)不同循環(huán)次數(shù)的穩(wěn)定化熱處理后，8Cr4Mo4V鋼(φ30 mm×20 mm)的殘余奧氏體含量及尺寸變化結(jié)果如圖6所示。由圖6a可知:正常熱處理后殘余奧氏體含量為2.61%，隨著尺寸穩(wěn)定化循環(huán)次數(shù)的增加，殘余奧氏體含量逐漸減少，經(jīng)3次循環(huán)后降低至0.76%。一次穩(wěn)定處理過程中馬氏體析出與殘余奧氏體轉(zhuǎn)變同時進(jìn)行，8Cr4Mo4V鋼尺寸整體呈收縮現(xiàn)象(圖6b)，說明起主要作用的因素為馬氏體析出；二次及三次穩(wěn)定處理時，由于馬氏體析出反應(yīng)基本完成，殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變成為引起尺寸變化的主要因素，因此呈現(xiàn)膨脹現(xiàn)象，且隨著循環(huán)次數(shù)的增加，殘余奧氏體含量降低，尺寸膨脹量也隨之減小[27]。由圖6b可知，經(jīng)三次循環(huán)處理后，8Cr4Mo4V鋼試樣長度平均增加1.5×10-5mm，變化率為7.5×10-7。

圖6 尺寸穩(wěn)定化熱處理循環(huán)次數(shù)對8Cr4Mo4V鋼殘余奧氏體含量及長度的影響Fig.6 Influence of dimensional stabilization heat treatment cycles on content of residual austenite and length of 8Cr4Mo4V steel

目前，尺寸穩(wěn)定化熱處理缺乏對比試驗，后續(xù)需開展該工藝對8Cr4Mo4V鋼軸承存放或使用過程中尺寸變化的影響研究，以驗證該工藝的有效性。

3 8Cr4Mo4V鋼表面改性技術(shù)

航空發(fā)動機(jī)軸承的失效一般都發(fā)生于材料表面，如摩擦磨損、腐蝕、表面疲勞等，提高材料表面性能對延長軸承壽命具有重要意義。鑒于此，國內(nèi)外學(xué)者針對8Cr4Mo4V鋼表面改性技術(shù)開展了大量研究，主要包括表面合金化、涂層以及機(jī)械強(qiáng)化等。

3.1 表面合金化技術(shù)

3.1.1 離子滲氮技術(shù)

離子滲氮技術(shù)可以通過改變材料表面化學(xué)成分及組織結(jié)構(gòu)達(dá)到提高材料性能的目的。早在20世紀(jì)90年代，國外已經(jīng)開展了8Cr4Mo4V鋼表面滲氮技術(shù)研究，結(jié)果表明可大幅度提高零件的壽命和可靠性。

文獻(xiàn)[27]進(jìn)行了8Cr4Mo4V鋼離子滲氮研究工作，利用陽極層離子源輔助滲氮技術(shù)在不同溫度下進(jìn)行8Cr4Mo4V鋼氮化處理，材料表面硬度梯度及滲氮層深度如圖7a和圖7b所示。由圖7可知:隨著滲氮溫度的升高，滲氮試樣的表面硬度略微增加，最高表面硬度達(dá)1 100 HV0.1;滲氮溫度的升高使氮原子擴(kuò)散系數(shù)增加，導(dǎo)致530 ℃的滲層深度比430 ℃的增加了近一倍。但8Cr4Mo4V鋼氮化層深度較淺不能滿足8Cr4Mo4V鋼性能提升需求;進(jìn)行工藝改進(jìn)后,8Cr4Mo4V鋼氮化層深度達(dá)120 μm，這將大大提升8Cr4Mo4V鋼抗疲勞性能。

圖7 8Cr4Mo4V鋼離子滲氮后氮化層深度及硬度Fig.7 Depth and hardness of nitriding layer of 8Cr4Mo4V steel after ion nitriding

除真空離子氮化技術(shù)外，文獻(xiàn)[28]開展了8Cr4Mo4V鋼鹽浴氮化技術(shù)研究。氮化后其微觀組織形貌及硬度梯度如圖8所示，盡管8Cr4Mo4V鋼表面硬度得到了大幅度提升，但該氮化方式使其表面存在脆性的“白亮層”及脈狀組織，對材料性能可能產(chǎn)生不利影響。

圖8 8Cr4Mo4V鋼鹽浴氮化后組織及性能Fig.8 Microstructure and properties of 8Cr4Mo4V steel after salt bath nitriding

由圖7和圖8可知8Cr4Mo4V鋼真空離子氮化比鹽浴氮化的優(yōu)勢更顯著。

3.1.2 電子束合金化技術(shù)

強(qiáng)流脈沖電子束表面合金化技術(shù)通常包括2個過程：首先在材料表面進(jìn)行鍍膜處理，然后利用高能電子束轟擊材料表面，從而改變材料表面熔化層，產(chǎn)生成分和組織結(jié)構(gòu)變化，提高材料表面的力學(xué)性能和耐蝕性[29]。文獻(xiàn)[30-33]利用電子束合金化技術(shù)分別在8Cr4Mo4V鋼表面制備了Cr和Ta合金化層。經(jīng)表面合金化和后續(xù)回火處理后，合金化層微觀組織及表面硬度如圖9所示:8Cr4Mo4V鋼表面析出大量尺寸僅有幾個納米的顆粒，由于納米顆粒析出強(qiáng)化效應(yīng)，回火后Ta和Cr合金化層的最大硬度分別達(dá)到17.3，18.2 GPa，相較于基體的11 GPa，提高幅度達(dá)57%和65%。

圖9 Cr及Ta合金化層組織及硬度Fig.9 Structure and hardness of Cr and Ta alloy layer

有研究結(jié)果表明，強(qiáng)流脈沖電子束表面合金化技術(shù)能有效提高8Cr4Mo4V鋼表面摩擦磨損及耐蝕性[12]。

3.1.3 離子注入技術(shù)

離子注入技術(shù)將具有一定能量的離子元素注入金屬材料表面，從而達(dá)到提高材料的力學(xué)、物理或化學(xué)性能的目的[34]。早在1989年，歐洲國家已經(jīng)發(fā)現(xiàn)離子注入技術(shù)改性后軸承鋼的可靠性及疲勞壽命得到了大幅度提高。因此，近些年我國也開展了大量針對8Cr4Mo4V鋼不同元素離子注入技術(shù)的研究。

1)N元素離子注入技術(shù)

文獻(xiàn)[35]采用N元素等離子體離子注入技術(shù)對8Cr4Mo4V鋼進(jìn)行表面改性，獲得了厚度達(dá)22 μm的改性層，并深入研究離子注入?yún)?shù)對其組織、性能的影響規(guī)律及機(jī)制，結(jié)果如圖10所示，注入層的納米硬度相較于8Cr4Mo4V鋼基體可提高45%，可顯著提高材料的耐磨性能；離子注入過程可在8Cr4Mo4V鋼表面引入一定的殘余壓應(yīng)力。

圖10 N元素離子注入層物相組織及硬度Fig.10 Phase structure and hardness of N ion implantation layer

2)金屬元素離子注入技術(shù)

8Cr4Mo4V鋼具有優(yōu)異的高溫硬度、耐磨性等特點，然而其耐蝕性較差。20世紀(jì)90年代初，文獻(xiàn)[36-37]已經(jīng)利用離子注入Cr技術(shù)來提高耐蝕性。文獻(xiàn)[38]研究發(fā)現(xiàn)，通過在8Cr4Mo4V鋼表面注入Ta可顯著提高耐點蝕性能。文獻(xiàn)[39]研究結(jié)果表明，Ti，Zr的注入可顯著提高8Cr4Mo4V鋼的硬度及抗摩擦磨損性能。

對8Cr4Mo4V鋼進(jìn)行離子注入研究發(fā)現(xiàn)，工件形狀對離子注入后性能有顯著的影響，這使工藝過程變得較為復(fù)雜。

3.2 沉積Cr涂層技術(shù)

為提高8Cr4Mo4V鋼的耐蝕性，文獻(xiàn)[40-41]開展了電火花沉積Cr涂層研究，結(jié)果如圖11所示。該技術(shù)可克服常規(guī)電鍍Cr涂層結(jié)合力差的問題。由圖11b可知，電火花工藝處理后8Cr4Mo4V鋼的耐蝕性得到一定程度的提高,但目前工藝下涂層組織及性能依然存在一些問題，如表面微裂紋(圖11a)及硬度低(550 HV)。因此，目前該技術(shù)距工程化應(yīng)用還有一定距離。

圖11 8Cr4Mo4V鋼表面電火花沉積Cr涂層表面形貌及其耐蝕性Fig.11 Surface morphology and corrosion resistance of Cr coating deposited by electric spark on 8Cr4Mo4V steel

鑒于純Cr涂層硬度較低，為滿足8Cr4Mo4V鋼服役需求，文獻(xiàn)[42]利用微弧氧化技術(shù)在8Cr4Mo4V鋼表面沉積了不同厚度的CrN涂層，其硬度如圖12所示，CrN涂層硬度最高達(dá)20 GPa以上，相較于文獻(xiàn)[12]中8Cr4Mo4V鋼基體硬度(11 GPa)，提高了80%以上，這將顯著提高材料耐磨性。另有研究顯示，CrN涂層可顯著提高材料耐蝕性[43]，不過8Cr4Mo4V鋼該涂層的耐蝕性目前缺乏相關(guān)的試驗數(shù)據(jù)。

圖12 不同厚度CrN涂層的硬度Fig.12 Hardness of CrN coating with different thickness

3.3 噴丸強(qiáng)化技術(shù)

噴丸強(qiáng)化是一種應(yīng)用較為普遍的低成本表面處理技術(shù)，可使材料表面發(fā)生不均勻塑性變形，產(chǎn)生壓應(yīng)力，形成應(yīng)變強(qiáng)化層和殘余壓應(yīng)力層[44]。文獻(xiàn)[35]開展了8Cr4Mo4V鋼表面噴丸強(qiáng)化技術(shù)研究，并深入探討了相關(guān)機(jī)制。噴丸強(qiáng)化層距表面50 μm處和基體的TEM衍射襯度像分別如圖13a和圖13b所示，可以看出噴丸導(dǎo)致表層馬氏體發(fā)生強(qiáng)烈塑性變形，導(dǎo)致強(qiáng)化層的板條馬氏體邊界較為模糊，而基體板條界面清晰。噴丸強(qiáng)化層距表面不同深度處的{111}晶面上位錯密度統(tǒng)計結(jié)果如圖13c所示，噴丸強(qiáng)化層位錯密度較基體高約1倍，并且隨深度增加逐漸下降。

圖13 噴丸強(qiáng)化對8Cr4Mo4V鋼組織及位錯密度的影響Fig.13 Effect of shot peening on microstructure and dislocation density of 8Cr4Mo4V steel

經(jīng)不同噴丸強(qiáng)度處理后8Cr4Mo4V鋼表面殘余應(yīng)力如圖14a所示，殘余壓應(yīng)力對噴丸強(qiáng)度不敏感。鋼丸直徑對材料殘余應(yīng)力的影響如圖14b所示，增加鋼丸直徑可在8Cr4Mo4V鋼表面引入更高的殘余壓應(yīng)力。8Cr4Mo4V鋼在不同噴丸強(qiáng)度下的表面顯微硬度如圖14c所示，與未處理試樣相比，噴丸后材料顯微硬度呈增加趨勢，最大增幅為11.1%。

圖14 噴丸對8Cr4Mo4V鋼殘余應(yīng)力及硬度的影響Fig.14 Effect of shot peening on residual stress and hardness of 8Cr4Mo4V steel

3.4 復(fù)合強(qiáng)化技術(shù)

盡管大量研究表明離子注入技術(shù)可顯著提高材料的表面性能，然而依然存在注入層較淺的問題。以N元素注入為例，哈爾濱工業(yè)大學(xué)通過提高注入劑量、溫度等技術(shù)攻關(guān)將離子注入層厚度由1 μm以下[45]僅提升至22 μm[46]。為進(jìn)一步提高離子注入強(qiáng)化層，中國航發(fā)哈爾濱軸承有限公司與哈爾濱工業(yè)大學(xué)聯(lián)合開展了噴丸強(qiáng)化與N元素升溫注入復(fù)合技術(shù)研究。

復(fù)合處理后8Cr4Mo4V鋼表面N元素分布和應(yīng)力梯度結(jié)果如圖15所示，單一離子注入處理后8Cr4Mo4V鋼改性層深度僅約5 μm，而復(fù)合處理后8Cr4Mo4V鋼表面氮濃度遠(yuǎn)高于僅離子注入試樣，且在30 μm處N原子數(shù)分?jǐn)?shù)仍超過10%；盡管單一離子注入處理對應(yīng)力幾乎無影響，但其與噴丸處理耦合時卻可以大幅增加壓應(yīng)力的幅值和深度。文獻(xiàn)[47]認(rèn)為這是由于噴丸產(chǎn)生的缺陷為N原子向試樣內(nèi)部快速擴(kuò)散提供了通道，而N原子以過飽和固溶體存在于晶格和缺陷中，使點陣膨脹形成附加壓應(yīng)力，提高了噴丸強(qiáng)化效果。

圖15 復(fù)合改性技術(shù)對N原子數(shù)分?jǐn)?shù)和殘余應(yīng)力的影響Fig.15 Effect of composite modification technology on nitrogen concentration and residual stress

4 展望

盡管8Cr4Mo4V鋼在航空航天領(lǐng)域的使用已達(dá)近半世紀(jì)，然而對其性能的挖掘從未停止。國產(chǎn)8Cr4Mo4V鋼在前期使用過程中依然存在穩(wěn)定性及可靠性較差的問題。國內(nèi)軸承企業(yè)與高校聯(lián)合開展的表面改性技術(shù)研究可大幅度提高材料的表面性能，并且很多技術(shù)已經(jīng)推廣應(yīng)用。但國產(chǎn)與進(jìn)口8Cr4Mo4V鋼在可靠性及壽命上依然存在一定差距，國產(chǎn)8Cr4Mo4V鋼性能提升工作的研究重點有以下幾個方面：

1)一次碳化物的控制。現(xiàn)有研究結(jié)果表明一次碳化物是材料的主要疲勞裂紋源，應(yīng)作為冶煉過程中的控制重點，進(jìn)一步優(yōu)化軸承鍛造過程對一次碳化物分布也可起到改善作用。

2)熱處理過程。應(yīng)繼續(xù)深入開展馬/貝復(fù)合組織對其組織及性能的影響研究，并推進(jìn)其工程化應(yīng)用進(jìn)程；磁場熱處理已被證實可提高W6Mo5Cr4V2工具鋼強(qiáng)韌性，并顯著縮短回火時間，因此，可將其推廣至8Cr4Mo4V鋼的熱處理。

3)表面強(qiáng)化。8Cr4Mo4V鋼“滲及注”改性過程相較于低碳、低合金鋼更困難，效率較低，應(yīng)深入開展復(fù)合強(qiáng)化技術(shù)，以提高改性效率；目前表面改性相關(guān)研究多集中于硬度及應(yīng)力的提升，隨著8Cr4Mo4V鋼在艦用燃?xì)廨啓C(jī)軸承上的推廣應(yīng)用，耐蝕性的提高應(yīng)作為未來研究的重點之一。