8Cr4Mo4V高溫軸承鋼熱處理及表面改性技術的研究進展

周麗娜，楊曉峰，劉明，童銳，王文雪

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

軸承作為航空發動機的關鍵部件，主要作用是減小發動機各部件之間的摩擦力，傳輸載荷及保持各部件的準確位置[1]。航空發動機主軸軸承服役環境較為惡劣，其性能直接影響發動機的運行和使用壽命[2],故航空發動機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鋼優異的力學性能，20世紀80年代中期，美國宇航局開始將其應用于航空軸承[3-4]。到目前為止，8Cr4Mo4V鋼依然是我國應用較為廣泛的一種高溫(使用溫度不大于316 ℃)軸承鋼[5]，主要用于發動機主軸軸承的制造。

為進一步提高8Cr4Mo4V鋼的性能，近些年國內外學者進行了大量的研究。2020年最新報道顯示,國外學者為提高8Cr4Mo4V鋼的干摩擦性能，利用放電等離子燒結(Spark Plasma Sintering，SPS)將固體潤滑劑(SnS/ZnO)直接加到8Cr4Mo4V鋼基體中[6]。

1 8Cr4Mo4V鋼化學成分及優化

傳統8Cr4Mo4V鋼的化學成分見表1，其中質量分數為0.75%～0.85%的C為材料提供了優異的淬透性和硬度。Cr，Mo及V均是強碳化物形成元素，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鋼化學成分的質量分數Tab.1 Mass fraction of chemical composition for 8Cr4Mo4V steel %

文獻[7]對8Cr4Mo4V鋼失效模式進行了研究，指出其疲勞剝落通常起源于粗大、形狀不規則的碳化物。8Cr4Mo4V鋼中存在的大塊狀碳化物有2種： Mo為主的M2C[8]和以無規則塊狀存在的部分MC。為消除無規則塊狀碳化物，文獻[9]通過熱力學計算重新設計了8Cr4Mo4V鋼成分(表1中的改進型)并進行了試制，結果表明：通過適當提高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；經淬回火處理后改進型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。由于目前缺乏相關驗證，未見到該成分8Cr4Mo4V鋼的實際工程應用。

文獻[10]研究了Mg對8Cr4Mo4V鋼碳化物的影響，結果表明添加少量Mg可改善鋼的結晶組織，優化鋼錠鑄態組織中的網狀碳化物。

2 8Cr4Mo4V鋼熱處理技術發展

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

2.1 傳統熱處理技術及其組織性能

國內外8Cr4Mo4V鋼傳統熱處理工藝均為淬火加三次回火，如圖1所示[11-12]，區別在于國外淬火升溫過程為一步預熱(圖1a紅線)或三步預熱(圖1a黑色虛線)，而國內基本采用一步預熱(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，而國內采用吹N2連續冷卻。

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、細小，回火后8Cr4Mo4V鋼由回火馬氏體、少量殘余奧氏體(體積分數不大于3%)及碳化物組成;回火后存在無規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[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鋼中碳化物進行觀察分析，制樣以及觀察方式均可能導致對其真實形狀及尺寸存在誤判。隨著三維原子探針技術的開發及應用，文獻[14]將其用于8Cr4Mo4V鋼中碳化物分析，結果如圖3所示，圖3b和圖3c為圖3a旋轉一定角度的局部放大，回火過程中析出的M2C三維形貌呈細柱狀，且連續彌散。

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 ℃)硬度可以達到58 HRC，滿足大多數主軸軸承服役需求。

2.2 貝氏體等溫淬火強韌化工藝

當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[15-16]相繼開展了強韌化技術在8Cr4Mo4V鋼熱處理工藝中的應用，以達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異的強度和韌性，因此等溫淬火是目前較為常用的一種金屬增韌工藝[17-23]。鑒于貝氏體優異的力學性能，文獻[24-25]開展了8Cr4Mo4V鋼貝氏體等溫淬火工藝研究，以進一步提高材料的強韌性。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 尺寸穩定化熱處理工藝

航空軸承除對力學性能具有較高要求外，還要求其具有優異的尺寸穩定性。8Cr4Mo4V鋼經熱處理后盡管殘余奧氏體含量(體積分數，下同)已降至3%以下，但在存放和使用過程中依然可能進一步向馬氏體轉變，從而引起尺寸變化；殘余應力的釋放也會引起軸承尺寸變化。因此，文獻[26]開展了尺寸穩定化熱處理工藝對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定化熱處理工序。

8Cr4Mo4V鋼穩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，每個循環由冷處理和中溫時效2個過程組成。

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

經不同循環次數的穩定化熱處理后，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%，隨著尺寸穩定化循環次數的增加，殘余奧氏體含量逐漸減少，經3次循環后降低至0.76%。一次穩定處理過程中馬氏體析出與殘余奧氏體轉變同時進行，8Cr4Mo4V鋼尺寸整體呈收縮現象(圖6b)，說明起主要作用的因素為馬氏體析出；二次及三次穩定處理時，由于馬氏體析出反應基本完成，殘余奧氏體向馬氏體轉變成為引起尺寸變化的主要因素，因此呈現膨脹現象，且隨著循環次數的增加，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，經三次循環處理后，8Cr4Mo4V鋼試樣長度平均增加1.5×10-5mm，變化率為7.5×10-7。

圖6 尺寸穩定化熱處理循環次數對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，尺寸穩定化熱處理缺乏對比試驗，后續需開展該工藝對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

航空發動機軸承的失效一般都發生于材料表面，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，國內外學者針對8Cr4Mo4V鋼表面改性技術開展了大量研究，主要包括表面合金化、涂層以及機械強化等。

3.1 表面合金化技術

3.1.1 離子滲氮技術

離子滲氮技術可以通過改變材料表面化學成分及組織結構達到提高材料性能的目的。早在20世紀90年代，國外已經開展了8Cr4Mo4V鋼表面滲氮技術研究，結果表明可大幅度提高零件的壽命和可靠性。

文獻[27]進行了8Cr4Mo4V鋼離子滲氮研究工作，利用陽極層離子源輔助滲氮技術在不同溫度下進行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1 100 HV0.1;滲氮溫度的升高使氮原子擴散系數增加，導致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;進行工藝改進后,8Cr4Mo4V鋼氮化層深度達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外，文獻[28]開展了8Cr4Mo4V鋼鹽浴氮化技術研究。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勢更顯著。

3.1.2 電子束合金化技術

強流脈沖電子束表面合金化技術通常包括2個過程：首先在材料表面進行鍍膜處理，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，產生成分和組織結構變化，提高材料表面的力學性能和耐蝕性[29]。文獻[30-33]利用電子束合金化技術分別在8Cr4Mo4V鋼表面制備了Cr和Ta合金化層。經表面合金化和后續回火處理后，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化效應，回火后Ta和Cr合金化層的最大硬度分別達到17.3，18.2 GPa，相較于基體的11 GPa，提高幅度達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

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

3.1.3 離子注入技術

離子注入技術將具有一定能量的離子元素注入金屬材料表面，從而達到提高材料的力學、物理或化學性能的目的[34]。早在1989年，歐洲國家已經發現離子注入技術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的研究。

1)N元素離子注入技術

文獻[35]采用N元素等離子體離子注入技術對8Cr4Mo4V鋼進行表面改性，獲得了厚度達22 μm的改性層，并深入研究離子注入參數對其組織、性能的影響規律及機制，結果如圖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

8Cr4Mo4V鋼具有優異的高溫硬度、耐磨性等特點，然而其耐蝕性較差。20世紀90年代初，文獻[36-37]已經利用離子注入Cr技術來提高耐蝕性。文獻[38]研究發現，通過在8Cr4Mo4V鋼表面注入Ta可顯著提高耐點蝕性能。文獻[39]研究結果表明，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鋼進行離子注入研究發現，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雜。

3.2 沉積Cr涂層技術

為提高8Cr4Mo4V鋼的耐蝕性，文獻[40-41]開展了電火花沉積Cr涂層研究，結果如圖11所示。該技術可克服常規電鍍Cr涂層結合力差的問題。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，目前該技術距工程化應用還有一定距離。

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[42]利用微弧氧化技術在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20 GPa以上，相較于文獻[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的試驗數據。

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

3.3 噴丸強化技術

噴丸強化是一種應用較為普遍的低成本表面處理技術，可使材料表面發生不均勻塑性變形，產生壓應力，形成應變強化層和殘余壓應力層[44]。文獻[35]開展了8Cr4Mo4V鋼表面噴丸強化技術研究，并深入探討了相關機制。噴丸強化層距表面50 μm處和基體的TEM衍射襯度像分別如圖13a和圖13b所示，可以看出噴丸導致表層馬氏體發生強烈塑性變形，導致強化層的板條馬氏體邊界較為模糊，而基體板條界面清晰。噴丸強化層距表面不同深度處的{111}晶面上位錯密度統計結果如圖13c所示，噴丸強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

經不同噴丸強度處理后8Cr4Mo4V鋼表面殘余應力如圖14a所示，殘余壓應力對噴丸強度不敏感。鋼丸直徑對材料殘余應力的影響如圖14b所示，增加鋼丸直徑可在8Cr4Mo4V鋼表面引入更高的殘余壓應力。8Cr4Mo4V鋼在不同噴丸強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鋼殘余應力及硬度的影響Fig.14 Effect of shot peening on residual stress and hardness of 8Cr4Mo4V steel

3.4 復合強化技術

盡管大量研究表明離子注入技術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，哈爾濱工業大學通過提高注入劑量、溫度等技術攻關將離子注入層厚度由1 μm以下[45]僅提升至22 μm[46]。為進一步提高離子注入強化層，中國航發哈爾濱軸承有限公司與哈爾濱工業大學聯合開展了噴丸強化與N元素升溫注入復合技術研究。

復合處理后8Cr4Mo4V鋼表面N元素分布和應力梯度結果如圖15所示，單一離子注入處理后8Cr4Mo4V鋼改性層深度僅約5 μm，而復合處理后8Cr4Mo4V鋼表面氮濃度遠高于僅離子注入試樣，且在30 μm處N原子數分數仍超過10%；盡管單一離子注入處理對應力幾乎無影響，但其與噴丸處理耦合時卻可以大幅增加壓應力的幅值和深度。文獻[47]認為這是由于噴丸產生的缺陷為N原子向試樣內部快速擴散提供了通道，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力，提高了噴丸強化效果。

圖15 復合改性技術對N原子數分數和殘余應力的影響Fig.15 Effect of composite modification technology on nitrogen concentration and residual stress

4 展望

盡管8Cr4Mo4V鋼在航空航天領域的使用已達近半世紀，然而對其性能的挖掘從未停止。國產8Cr4Mo4V鋼在前期使用過程中依然存在穩定性及可靠性較差的問題。國內軸承企業與高校聯合開展的表面改性技術研究可大幅度提高材料的表面性能，并且很多技術已經推廣應用。但國產與進口8Cr4Mo4V鋼在可靠性及壽命上依然存在一定差距，國產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。現有研究結果表明一次碳化物是材料的主要疲勞裂紋源，應作為冶煉過程中的控制重點，進一步優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。應繼續深入開展馬/貝復合組織對其組織及性能的影響研究，并推進其工程化應用進程；磁場熱處理已被證實可提高W6Mo5Cr4V2工具鋼強韌性，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，應深入開展復合強化技術，以提高改性效率；目前表面改性相關研究多集中于硬度及應力的提升，隨著8Cr4Mo4V鋼在艦用燃氣輪機軸承上的推廣應用，耐蝕性的提高應作為未來研究的重點之一。