高合金表面硬化軸承鋼的滾動接觸疲勞行為研究

吳志偉，楊卯生，趙昆渝

（1.昆明理工大學 材料科學與工程學院，昆明 650093；2.鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京 100081）

隨著航空、航天、高鐵等領域的快速發展，軸承需要在高載荷、高轉速、高溫、腐蝕等苛刻環境中工作，因此對軸承材料提出了更高的要求，不僅需要具有較高的表面強度和硬度，還需要具有良好的韌性[1]。高合金表面硬化軸承鋼屬于低碳高合金鋼，使用溫度可以達到500 ℃，具有較好的綜合性能，能滿足在惡劣環境中使用的需求，是具有巨大潛力的新一代軸承鋼。滲碳處理后，鋼獲得了高的表面硬度和表面殘余壓應力，同時其承載能力提高，表面裂紋的形成得到抑制，疲勞壽命提高[2-4]。接觸疲勞失效是軸承的主要失效形式之一，由于在破壞前無宏觀變形特征，和靜載力下的破壞相比，更具有危險性。

低碳或中碳低合金鋼表面滲碳后，基體表層獲得了較高的碳含量，再配合合適的淬火和回火熱處理工藝，可以使滲碳層為硬度高、耐磨性好的高碳馬氏體+碳化物組織，心部為強度較低、韌性較好的板條馬氏體組織。Tomotake Hirata 等[5]研究了激光氣體滲碳對低合金鋼的影響，通過優化激光輻照，大大縮短了滲碳時間。Shengrui Su 等[6]研究了15MnNi4Mo 鋼滲碳后的組織演變，探討了亞溫淬火對滲碳層硬化機理的影響。Yanhui Wang 等[7]對23Cr2Ni2Si1Mo 鋼進行滲碳處理，之后再通過200 ℃低溫等溫淬火，使鋼具有良好的應力狀態、較高的耐磨性和較高的韌性，有利于提高滲碳鋼零件的使用性能。滲碳過程中，鋼中的Cr、Mo、V、W 等容易與C 結合，形成碳化物。隨著碳化物體積分數增加，C 擴散系數明顯降低，大量碳化物在近表面析出，增加了滲碳的難度，限制了滲碳層厚度的增長，特別是在Cr、Mo 含量較高的高合金鋼中，滲碳過程變得更加復雜[8-9]。鋼中滲碳層的碳化物對耐磨性和接觸疲勞性能有著重要影響[10-11]。趙國防[12]研究了滲碳鋼的接觸疲勞性能，發現試驗鋼的接觸疲勞破壞與表面粗糙度和次表面大尺寸碳化物有關。國內外對鋼的滾動疲勞失效原因及表面磨損等方面已有一定的研究。Pawel Rycerz 等[13]研究了在混合潤滑狀態下滾動接觸疲勞裂紋的擴展規律，發現裂紋擴展階段的疲勞循環周次占據了滾動接觸疲勞大部分的接觸疲勞壽命。張強、郭軍等[14-15]分別研究了中碳鋼32Cr3MoVE 和Cr4Mo4V 的接觸疲勞性能。他們發現，32Cr3MoVE 的接觸疲勞破壞形式主要為，表面缺陷引起的表面起裂失效和長時間循環應力造成次表面組織退化或存在夾雜引起的次表面起裂失效；而Cr4Mo4V 鋼的接觸磨損形式為磨料磨損、粘著磨損和疲勞磨損。

在特殊應力條件下的滾動接觸疲勞中，次表面發生馬氏體退化，產生WEA 和DER。WEA 產生的機理主要有以下兩種：一種是滾動接觸疲勞過程中復雜應力狀態產生的復雜應力場，使接觸體發生塑性變形，引起組織結構發生變化而產生WEA[16-18]；另一種是潤滑油或水在滾動接觸過程中分解，產生氫氣，進入接觸表面內部，由于氫脆產生微裂紋，并以微裂紋為起點，產生WEA[19-21]。WEA 的具體成因還沒有定論，但確定的是，WEA 是由馬氏體在高載荷下轉變而來的超細小鐵素體晶粒組成[22]。DER 硬度比基體低，對循環載荷的抵抗力降低，對疲勞壽命不利。DER 中，黑色斑塊面積隨著循環周次的增加而增加[23]，文獻[24-25]指出，DER 的形成與最大正交剪切應力有關，其形成的深度范圍與赫茲接觸的應力狀態有關。通過TEM 表征，可以看出DER 的微觀結構為鐵素體[25]，而DER 的形成主要是由碳的再分布控制[26]。

目前對低合金鋼的滲碳處理研究較多，而關于合金含量超過32%的高合金表面硬化鋼的滲碳組織報道較少，國內研究滲碳后的滾動接觸疲勞行為還處于空白。本文通過對滲碳后高合金表面硬化鋼的滾動接觸疲勞裂紋萌生及擴展機理和表面磨損的研究，分析滲碳層組織和高合金表面硬化鋼長壽命的原因。

1 試驗

試驗鋼的主要化學成分見表1。試驗鋼經雙真空（VIM+VAR）工藝熔煉成鑄錠，鍛造開坯后，沿縱向取料。表面滲碳處理后，進行如下熱處理：1065 ℃固溶1 h，油淬至室溫后，立即將試樣放置于–85 ℃的環境箱中，冷處理2 h 后取出，待試樣溫度回復至室溫后，進行500 ℃回火處理2 h，最后空冷至室溫，分別重復一次上述冷處理和回火。熱處理完成后，將其加工為φ10 mm 的圓柱疲勞鋼棒。滾動接觸疲勞試驗在GB-M10 型軸承齒輪材料試驗機上進行，采用φ12.7 mm 的GCr15 鋼球作為陪測球，用4050高溫合成航空潤滑油進行潤滑。軸承系統結構如圖1所示。

圖1 軸承系統結構圖[27]Fig.1 Structure chart of bearing system

表1 試驗鋼的主要化學成分Tab.1 Main chemical composition of experimental steel wt.%

采用數字顯微硬度計測試滲碳層的顯微硬度，通過掃描電鏡觀察滲碳層的碳化物形貌、類型和組織退化區域，采用激光共聚焦顯微鏡測量鋼棒的磨損情況。沿鋼棒旋轉方向解剖剝落失效試樣，探討裂紋萌生和擴展機理，觀察不同循環下周次的接觸表面形貌，分析疲勞試樣表面磨損機理。

2 結果與討論

2.1 滲碳層分析

將試驗鋼棒的橫截面研磨拋光后，進行腐蝕，觀察滲碳層組織。經腐蝕后，基體在光學顯微鏡下呈黑色，碳化物呈白色，如圖2a。滲碳層組織為隱晶馬氏體+碳化物+少量殘余奧氏體。表層碳化物數量較多，主要呈塊狀、條狀（圖2c）。隨著滲碳層深度的增加，碳化物逐漸減少，其形狀由表層的塊狀、條狀轉變為心部的粒狀（圖2d）。心部組織為典型的板條馬氏體，如圖2d 所示。測試鋼棒橫截面硬度與碳化物面積的百分比，如圖2b 所示。由圖可見，鋼棒硬度由表層到心部逐漸降低，過渡平緩，表面硬度為827HV，心部的平均硬度為545HV，次表面硬度略有增高，這是由于在應力作用下，殘余奧氏體轉變為馬氏體[28]。碳化物面積百分數的變化趨勢與硬度一致，表層碳化物的面積百分比最大，為25.5%，心部碳化物面積百分比平均為0.88%，表層碳化物面積占比是心部的29 倍。試驗鋼的滲碳層深度由圖2b 中豎虛線所示，約為1.6 mm。

圖2 滲碳層硬度與組織形貌Fig.2 Hardness and microstructure of carburized case: a) macro morphology of carburized layer; b)distribution of hardness and percentage of carbide area; c)surface morphology of carburized layer; d)morphology of core

對滲碳層進行面掃分析，結果如圖3 所示。由圖可見，滲碳層碳化物以Cr 和Mo 為主。

圖3 滲碳層面掃Fig.3 The mapping of carburized case

使用“CISRI-TCS 聯合開放實驗室”的Thermo-Calc 軟件，計算滲碳層中各相含量隨碳質量分數的變化規律，結果如圖4a 所示。由圖可見，隨著碳質量分數的變化，試驗鋼中先后出現M6C、M23C6和M7C3三種碳化物，其中，M 表示形成相應碳化物的合金元素。表2 為不同碳質量分數下碳化物類型的變化情況。

圖4 碳化物熱力學計算和不同區域的碳化物形貌Fig.4 Thermodynamic calculation and morphology of carbides: a)thermodynamic calculation results of carbides changing with carbon content; b)carburized layer surface; c)transition zone; d)core

表2 不同碳質量分數下的碳化物Tab.2 Carbides corresponding to different carbon mass fractions

碳質量分數隨著滲碳層深度增加而逐漸降低，距表面不同距離處的碳化物類型也會隨之發生變化。結合圖4a 與表2 可知，在滲碳層中，碳質量分數為0.04%～2.32%時，主要為M6C；碳質量分數為0.14%～1.13%時，主要為M23C6，當碳質量分數為0.75%時，M23C6含量達到最大值；碳質量分數大于0.75%時，主要為M7C3，其含量隨著碳質量分數的增加而單調上升；在碳質量分數為1.13%時，出現拐點，之后出現M6C。隨著碳質量分數的增加，滲碳層表層、滲碳層過渡區和心部的主要碳化物類型依次為：M7C3+M6C、M7C3+M23C6+M6C、M6C。

圖4b—d 依次為滲碳層表層、滲碳層過渡區和心部基體組織的背散射圖像。圖4b 顯示，滲碳層表層中的碳化物以M7C3為主，存在少量的M6C；由圖4c可見，滲碳層過渡區中有大量M23C6分布在晶界上；圖4d 中，碳化物幾乎全為M6C。在背散射電子下，表層長條狀碳化物M7C3為暗灰色，心部的M6C 為亮白色，過渡區的M7C3+M23C6+M6C 介于兩者之間。綜上所述，試驗鋼滲碳層中，長條狀碳化物為M7C3，大尺寸塊狀碳化物為M23C6，小尺寸粒狀碳化物為M6C。

不同類型碳化物的分布位置呈現出一定的規律性，M23C6多分布于滲碳層的晶界處，M7C3和M6C則更多分布于晶內。圖5 中，晶界上的大尺寸M23C6碳化物降低了晶界處的結合力，這對抑制裂紋擴展是不利的；晶內的M7C3碳化物具有一定的取向，這是因為在滲碳保溫過程中，M7C3碳化物在馬氏體板條界面處析出，同一馬氏體束內的馬氏體板條排列整齊，使析出的碳化物沿特定方向排列；小尺寸粒狀M6C 碳化物大多在晶內析出，次表面發生局部塑性變形時，此類碳化物可以阻止位錯的持續運動，使強度增加，提高試驗鋼的疲勞壽命。在滾動接觸疲勞循環剪切應力的作用下，碳化物附近首先產生局部塑性變形，當應變累計到一定程度后，微裂紋首先萌生于碳化物與基體的界面。滲碳層晶粒細小，研究發現[29]，晶粒細化使馬氏體板條領域尺寸降低，緩解了應變累積帶來的應力集中，延緩了微裂紋的萌生，從而提高了壽命。

圖5 不同位置的碳化物Fig.5 Carbides at different positions

2.2 接觸應力與潤滑磨損

根據赫茲（Hertz）彈性理論進行應力計算[30]，球棒接觸面為橢圓面，規定橢圓面的長半軸方向為x軸，長半軸大小為a，短半軸方向為y軸，短半軸大小為b，半徑方向為z軸。進行三球試驗時，單個陪測球與鋼棒之間的法向接觸載荷為：

式中：f3balls是三球試驗過程中施加的總載荷；F3balls是單個陪測球與鋼棒的接觸點壓力。

在接觸表面，z軸方向的某一深度z45°max處，存在與表面呈45°角的最大剪切應力τ45°max。根據文獻[31]，τ45°max=0.325σmax(3balls)，z45°max=0.62b。相關計算結果見表3。

表3 表面接觸應力和次表面應力分布Tab.3 Contact stress distribution of surface and subsurface

潤滑是通過在兩接觸體之間形成潤滑膜，以此減小摩擦阻力和材料的磨損。球棒之間接觸區的潤滑狀態按照彈性流體動力潤滑考慮，最小油膜厚度可按照下式計算[30]：

式中：Hmin為無量綱最小油膜厚度；hmin為最小油膜厚度，單位為m；R為陪測球與試樣的綜合曲率半徑，單位為m。U為無量綱速度參數；G為無量綱材料參數；W為無量綱載荷參數；k為橢圓率。結合油膜厚度和粗糙度的影響，油膜潤滑參數λ可以表示為(3)式：

式中：R1q=25 nm，R2q=82 nm，分別是陪測球和鋼棒的均方根粗糙度。計算得到λ=3 。當1＜λ≤3時，潤滑狀態為部分膜彈流潤滑，陪測球和鋼棒表面的部分凸起可能發生接觸。

在試驗過程中，陪測球與鋼棒之間既存在滾動，又存在滑動，不同循環周次下接觸區域的形貌如圖6所示。當循環次數為1.32×106時，發生輕微磨損，尚可看清加工痕跡，在試驗鋼表面有2 μm 左右的小坑，在循環應力的作用下，碳化物附近產生輕微表面磨損（圖6a）。從圖6b 可以看出，隨著循環周次增加，當循環次數達到1.02×107時，表面加工凹痕被磨平，出現相互垂直的小裂紋，這些小裂紋在循環應力的作用下擴展，局部連接在一起。當循環次數達到5.83×108時，由于鋼棒表面在應力作用下發生明顯的塑性變形，形成了橘皮狀表面形貌（圖6c）。當循環次數達到1.33×109時，隨著循環周次繼續增加，一方面，塑性變形達到一定程度后，大量位錯聚集在碳化物與基體的界面處，當碳化物與基體之間的結合力不足以抵抗塑性變形時，發生失穩，裂紋開始在表層擴展；另一方面，在鋼棒次表面某一位置處，剪切值達到極值，裂紋開始萌生并長大，最后裂紋擴展到表面，形成淺表層剝落坑（圖6d）。

圖6 不同循環周次下的滾道形貌Fig.6 Morphology of raceway after different cycles

試驗鋼經過5 GPa 下的1.02×109次循環后，接觸表面發生磨損，形成寬度為1.2 mm 的滾道，如圖7a所示。圖7b 中，滾道深度為9.3 μm，壓入量為0.093%，表明試驗鋼具有良好的耐磨性。

圖7 滾道表面形貌Fig.7 Surface morphology of raceway: a) optical morphology; b) three-dimensional morphology

2.3 失效類型及機理分析

2.3.1 表面剝落

當循環周次為2.85×108時，鋼棒發生表面剝落失效，表面剝落坑及裂紋擴展形貌如圖8 所示。剝落坑最深處位于滾道中心，深度約130 μm，剝落坑呈近似橢圓狀，面積為697 806 μm2，如圖8a 所示。剝落坑由三個部分組成：疲勞源區、擴展區和瞬斷區。從圖8b 可以看出，滾道的粗糙度明顯增大，在滾道邊緣發現大量M23C6碳化物，滲碳層表面附近的M23C6碳化物面積百分比、尺寸統計結果如9 所示。由圖9a 可見，滲碳層表面附近面積為2～6 μm2的M23C6碳化物占60.6%，有1.3%的M23C6碳化物的單個面積超過了23 μm2。圖9b 為M23C6碳化物的等效直徑分布，由圖可見，滲碳層表面附近的M23C6碳化物尺寸主要集中在2～3 μm，占48.8%。但是M23C6碳化物并不是規則的球狀，從圖9b 的插圖中看出，M23C6碳化物的長寬比主要集中在1.6～1.8 和2.2～2.4 兩個區間內，說明M23C6碳化物主要以橢球狀和短桿狀為主。在循環載荷的作用下，滾道邊緣的基體磨損導致M23C6碳化物露出表面，在不規則的M23C6碳化物處發生應力集中，使裂紋在滾道邊緣萌生，形成圖8a中的表面裂紋源。

圖8 表面剝落坑及裂紋擴展Fig.8 Surface spalling pit and crack propagation: a) macro morphology; b) cracking source; c) bottom of spalling pit; d, e)transient zone; f) fracture section

圖9 M23C6 碳化物面積和尺寸分布Fig.9 The area and size distribution of M23C6 carbide: a)area distribution of single carbide; b)distribution of carbide size

裂紋在表面萌生后，潤滑油進入裂紋內部，形成高壓腔，增加了裂紋尖端的應力，加速裂紋向心部擴展，形成圖8a 中的裂紋擴展區，擴展區在剝落坑底部的形貌如圖8c 所示。由圖可見，裂紋擴展區內由大小不一的魚鱗花樣和平行于滾動方向的摩擦痕跡組成，魚鱗尖端指向裂紋源（圖8c 中箭頭所示）。魚鱗花樣記錄了裂紋從一個平面向另一個平面擴展的過程。魚鱗花樣的形成與次表面的應力分布有關。由表3 可知，在τomax的作用下，主裂紋平行于表面在次表面形成，當表面缺陷形成后，在τ45°的作用下，裂紋沿著與表面呈45°的方向擴展，形成次生裂紋，次生裂紋與不同深度的平行于表面的裂紋相連接，形成不同平面的魚鱗花樣。裂紋擴展階段所經歷的循環次數占據了疲勞壽命的很大部分[13]，裂紋擴展緩慢，次表面裂紋形成后，受到剪切力的作用，上表面和下表面反復擠壓摩擦，所以形成了明顯的摩擦痕跡。在反復摩擦過程中，許多鱗片會被壓碎而形成磨料，加劇材料的磨損。可以推測，隨著疲勞循環周次的增加，擴展區的摩擦痕跡會更加明顯。表面裂紋擴展到zomax處，此時受到τ45°作用力的影響，一方面，裂紋向瞬斷I 區擴展，另一方面，裂紋向瞬斷Ⅱ區擴展，形成兩個瞬斷區，如圖8a 所示。將剝落坑沿著平行于滾道方向解剖，結果如圖8f 所示。表面裂紋擴展到次表面zomax=90 μm 的位置后，在τ45°作用下，裂紋沿著圖8f 中虛線箭頭的方向，一方面，向表面擴展使裂紋露出試樣表面，另一方面，向心部擴展，直至達到z45°max=133 μm 的位置，最后被折斷，形成瞬斷區。

在剝落坑形成后期，裂紋充分擴展，直至斷裂。鋼棒表面滲碳后，大量M23C6碳化物在晶界處聚集，晶界結合力弱，折斷后的瞬斷區表現為如圖8d、e 的沿晶斷裂特征。

2.3.2 次表面剝落

次表面起裂，產生剝落失效，如圖10 所示。在循環周次為2.76×108時，鋼棒次表面失效，如圖10a所示，存在A、B 兩個剝落坑，形狀均類似于橢圓形。其中，A 剝落坑最大深度為106 μm，面積為3813 μm2；B 剝落坑最大深度為209 μm，面積為5005 μm2。由圖10b 可見，A 剝落坑底部平坦，平行于表面，B 剝落坑呈“碗”狀剝落。圖10c 和10d 分別為A 剝落坑和B 剝落坑底部的裂紋形貌，主裂紋在兩個剝落坑底部均沿著與表面呈45°角的方向向心部擴展，裂紋擴展主要發生在晶界中的M23C6碳化物與基體界面上，遇到大尺寸碳化物時，一方面擊穿碳化物繼續擴展，另一方面，裂紋沿碳化物邊緣，產生次生裂紋。由表3可知，τ45°max比τomax大，但是在陪測球滾過鋼棒時，表面平行于滾動方向的切應力為2τo，并且zomax比z45°max更小，因此切應力τo又容易使淺表層萌生平行于表面的主裂紋，而τ45°使裂紋向心部和表面沿著與表面呈45°的方向擴展，最后導致試樣剝落。

圖10 次表面剝落坑及裂紋擴展Fig.10 Subsurface spalling pit and crack propagation: a) macro morphology; b) fracture section; c) secondary crack; d) crack propagation

2.3.3 應力作用下的組織轉變

鋼棒在5 GPa 接觸應力下循環2.76×108周次后，在剝落坑內發現WEA 和DER，宏觀形貌如圖11a 所示。通過背散射電子觀察發現，WEA 內部存在裂紋，如圖11b。WEA 距離表面越近，與滾動方向的夾角越小，隨著WEA 距離表面越遠，夾角不斷增大，在距離表面390 μm 處，開始沿著垂直于滾動方向向心部擴展。在反復循環正交切應力和剪切應力作用下，次表面在碳化物附近產生與表面呈一定角度的兩個方向的微裂紋，微裂紋不斷長大，合并成為一個中心裂紋，裂紋上下兩個面在反復撞擊和摩擦后，周圍組織發生劇烈的塑性變形，從而形成WEA。有報道稱[24,32-33]，WEA 主要由晶粒尺寸為數十納米的體心立方結構的納米鐵素體組成，這可能是在動態回復或低溫再結晶機制下晶粒細化的結果。除了納米晶，在WEA 內部還觀察到了非晶區域[34]，這意味著納米鐵素體不是WEA 的最終產物。研究發現[35]，WEA 形成過程中，涉及相變和非晶化，非晶相中存在馬氏體、奧氏體和碳化物，WEA 中的非晶化、奧氏體化與剪切誘導機制有關。

圖11 白蝕區形貌Fig.11 The morphology of WEA: a) macromorphology; b)the upper part of WEA; c) the central part of WEA; d) thelower part of WEA

由圖11c 可知，主裂紋呈鋸齒狀，位于WEA 內部，WEA 與基體之間有明顯界限，WEA 內無大尺寸碳化物，未見馬氏體組織，說明試樣在徑向力的作用下，發生了組織轉變。在WEA 內，存在尺寸大小不一的微孔，有研究表明[36]，WEA 內的微孔與滾動接觸疲勞期間高循環應力作用下引起的微觀結構變化有關。圖12 為不同位置的WEA 的EDS 面掃描結果，由圖可見，WEA 內的碳化物完全溶解，合金元素分布均勻。WEA 形成初期，裂紋兩側不斷發生塑性變形，為碳化物的溶解提供了驅動力。對WEA 進行硬度測試，如后文圖14a 所示，由測試結果可知，WEA區的平均硬度為858HV。由圖2b 可知，基體在相同深度位置的硬度約為684HV，WEA 的硬度較基體高出了25.4%。WEA 硬度的升高與微觀組織有很大關系，雖然碳化物的溶解和殘余奧氏體含量的增加使WEA 硬度降低，但WEA 內的非晶相和納米晶的硬化效應會抵消其軟化效果，使其硬度升高[35]。

圖12 WEA 元素面掃Fig.12 The mapping of WEA: a)the upper part of WEA; b)central part of WEA

裂紋最后終止于距表面1.5 mm 處，在裂紋擴展后期，裂紋兩側的組織無變化，都為板條馬氏體，在基體組織中沒有發現WEA，如圖11d。隨著距表面的深度增加，滲碳層碳化物逐漸減少，裂紋擴展通道減少，心部韌性較好，阻止了裂紋繼續擴展。并且，當裂紋擴展到一定深度后，距離表面較遠的地方，裂紋擴展缺少驅動力，無法繼續向心部擴展。圖11a 中，隨著距表面距離的增加，WEA 寬度逐漸減小，到裂紋擴展后期，WEA 消失，說明WEA 是在裂紋形成之后產生的。WEA 的形成與塑性變形程度有關，距離表面較遠的位置，裂紋兩側塑性變形小，此時WEA的面積較小，甚至消失。

由圖11a 可知，在距離鋼表面560 μm 的位置存在DER，整個DER 寬度約為610 μm。圖13a 為DER的宏觀形貌圖，由圖可見，光學顯微鏡下，DER 為分布在基體上的黑色斑塊。有研究表明[37]，隨著疲勞周期的增加，黑色斑塊所占面積百分比（DER%）增大，直到馬氏體基體全部發生退化。對DER 進行顯微硬度測試，結果如圖14b 所示，發現DER 的平均硬度為612HV，比相同位置的基體硬度（684HV）降低10.5%，說明DER 所在區域發生了軟化現象。DER內的軟化現象會使鋼的承載能力下降，加速裂紋的萌生和擴展，對軸承鋼的疲勞壽命不利。DER%可以定量表示DER 的嚴重程度，當DER%=100%時，硬度最大降低150HV，因此可以估計出DER 形成過程中的硬度變化為[26]：

圖13 黑蝕區形貌Fig.13 Morphology of DER: a) macromorphology; b) micromorphology

圖14 WEA 和DER 的硬度Fig.14 Hardness of WEA and DER

在光學顯微鏡下對DER%進行測量，得到DER%=47%，根據式(4)可知，DER 硬度降低值應為70.5HV，和實際測得的硬度降低值72HV 基本一致。對DER放大后觀察可知，黑色斑塊內的碳化物由長條狀或塊狀轉變為彌散分布且尺寸細小的球狀，如圖13b 所示。試驗鋼棒在室溫下加載運行，從熱力學角度來看，碳原子無法進行長程擴散，但是如果存在持續塑性形變，碳的擴散將被重新激活。Fu H.等[26]基于位錯輔助碳遷移機制，通過原子探針表征不同合金元素在DER 中的分布，發現DER 的形成主要受碳的再分配控制。在塑性變形過程中，位錯攜帶“柯式氣團”移動，為碳的擴散提供通道。原馬氏體基體中的過飽和碳被碳化物吸收，導致基體貧碳，轉變為鐵素體，而碳化物則不斷長大，這個過程類似于回火，但與溫度無關，而是由于不斷的塑性變形導致的[37]，這也就解釋了DER 硬度降低的原因。

3 結論

1）高合金表面硬化鋼滲碳層深度為1.6 mm，滲碳層表面硬度為827HV。碳質量分數對碳化物類型有顯著影響。隨著碳質量分數增加，碳化物類型發生如下變化：M6C→M7C3+M23C6+M6C→M7C3+M6C。

2）在5 GPa 接觸應力下循環1.02×109次時，高合金表面硬化鋼的滾道深度為 9.3 μm，壓入量為0.093%。試驗鋼棒與陪測球之間為混合潤滑，試驗鋼磨損方式為疲勞磨損。

3）高合金表面硬化鋼的滾動接觸疲勞失效方式為表面起裂和次表面起裂。疲勞循環周次達到2.85×108后，滾道邊緣的不規則M23C6碳化物導致裂紋從滲碳層表面萌生，在循環應力作用下，造成表面起裂失效；在剪切應力的作用下，裂紋首先萌生于次表面，主要沿著晶界上的M23C6碳化物邊緣擴展，造成次表面起裂失效。

4）經過5 GPa 接觸應力循環2.76×108次后，高合金表面硬化鋼在次表面形成了WEA 和DER。WEA的形成與次表面受到的剪切力和徑向力有關，WEA的硬度比周圍的基體高25.4%。DER 的硬度比周圍的基體低10.5%。