周丽娜，杨晓峰，刘明，童锐，王文雪

(1.中国航发哈尔滨轴承有限公司，哈尔滨 150025；2.空装驻哈尔滨地区第一军代表室，哈尔滨 150025)

轴承作为航空发动机的关键部件，主要作用是减小发动机各部件之间的摩擦力，传输载荷及保持各部件的准确位置[1]。航空发动机主轴轴承服役环境较为恶劣，其性能直接影响发动机的运行和使用寿命[2],故航空发动机主轴轴承材料的选择尤为重要。

8Cr4Mo4V(Cr4Mo4V，G80Cr4Mo4V，M50)钢是一种典型的钼系高速钢，其主要合金元素除Mo外还包括大量Cr及V。传统工艺热处理后8Cr4Mo4V钢中存在大量的合金碳化物，保证了其高温硬度及耐磨性。基于8Cr4Mo4V钢优异的力学性能，20世纪80年代中期，美国宇航局开始将其应用于航空轴承[3-4]。到目前为止，8Cr4Mo4V钢依然是我国应用较为广泛的一种高温(使用温度不大于316 ℃)轴承钢[5]，主要用于发动机主轴轴承的制造。

为进一步提高8Cr4Mo4V钢的性能，近些年国内外学者进行了大量的研究。2020年最新报道显示,国外学者为提高8Cr4Mo4V钢的干摩擦性能，利用放电等离子烧结(Spark Plasma Sintering，SPS)将固体润滑剂(SnS/ZnO)直接加到8Cr4Mo4V钢基体中[6]。

1 8Cr4Mo4V钢化学成分及优化

传统8Cr4Mo4V钢的化学成分见表1，其中质量分数为0.75%～0.85%的C为材料提供了优异的淬透性和硬度。Cr，Mo及V均是强碳化物形成元素，可显著提高材料的耐磨性，其中Cr在8Cr4Mo4V钢中通常以M23C6形式存在，而Mo及V元素主要以M2C和MC形式存在。

表1 8Cr4Mo4V钢化学成分的质量分数Tab.1 Mass fraction of chemical composition for 8Cr4Mo4V steel %

文献[7]对8Cr4Mo4V钢失效模式进行了研究，指出其疲劳剥落通常起源于粗大、形状不规则的碳化物。8Cr4Mo4V钢中存在的大块状碳化物有2种： Mo为主的M2C[8]和以无规则块状存在的部分MC。为消除无规则块状碳化物，文献[9]通过热力学计算重新设计了8Cr4Mo4V钢成分(表1中的改进型)并进行了试制，结果表明：通过适当提高Cr含量，同时降低V含量，可使M2C型碳化物尺寸降至5.3 μm以下，球状碳化物M23C6增多；经淬回火处理后改进型8Cr4Mo4V钢的室温硬度不低于64 HRC，400 ℃下高温硬度不低于60 HRC，符合高温轴承的服役要求。由于目前缺乏相关验证，未见到该成分8Cr4Mo4V钢的实际工程应用。

文献[10]研究了Mg对8Cr4Mo4V钢碳化物的影响，结果表明添加少量Mg可改善钢的结晶组织，优化钢锭铸态组织中的网状碳化物。

2 8Cr4Mo4V钢热处理技术发展

热处理是决定材料最终性能的关键步骤，为提高8Cr4Mo4V钢性能，研究热处理工艺的改进技术具有重要意义。

2.1 传统热处理技术及其组织性能

国内外8Cr4Mo4V钢传统热处理工艺均为淬火加三次回火，如图1所示[11-12]，区别在于国外淬火升温过程为一步预热(图1a红线)或三步预热(图1a黑色虚线)，而国内基本采用一步预热(图1b)；国外淬火冷却过程采用分级淬火方式，主要目的是减小热处理变形，而国内采用吹N2连续冷却。

淬回火工艺处理后8Cr4Mo4V钢微观组织及物相如图2所示:淬火后8Cr4Mo4V钢的晶粒较为均匀、细小，回火后8Cr4Mo4V钢由回火马氏体、少量残余奥氏体(体积分数不大于3%)及碳化物组成;回火后存在无规则块状和弥散分布小颗粒状碳化物，其中块状碳化物为淬火未溶解碳化物和回火析出碳化物[13]。

图2 淬回火工艺处理后8Cr4Mo4V钢微观组织Fig.2 Microstructure of 8Cr4Mo4V steel after quenching and tempering process

由文献[8]可知，淬火未溶解碳化物的主要类型为M2C和MC，而回火析出碳化物主要类型为M23C6和M2C。通常，回火析出碳化物尺寸为纳米级，呈片状或球状，可起到二次硬化效果。然而，较早研究中受分析测试手段限制，只能从二维角度对8Cr4Mo4V钢中碳化物进行观察分析，制样以及观察方式均可能导致对其真实形状及尺寸存在误判。随着三维原子探针技术的开发及应用，文献[14]将其用于8Cr4Mo4V钢中碳化物分析，结果如图3所示，图3b和图3c为图3a旋转一定角度的局部放大，回火过程中析出的M2C三维形貌呈细柱状，且连续弥散。

图3 8Cr4Mo4V钢中碳化物三维形貌特征Fig.3 Three-dimensional morphology characteristics of carbides in 8Cr4Mo4V steel

传统淬回火工艺处理后，8Cr4Mo4V钢的微观组织主要包括回火马氏体、极少量残余奥氏体和弥散分布的二次碳化物，室温硬度为60～64 HRC，高温(316 ℃)硬度可以达到58 HRC，满足大多数主轴轴承服役需求。

2.2 贝氏体等温淬火强韧化工艺

当dn值超过2.0×106mm·r/min时，韧性不足成为限制8Cr4Mo4V钢使用的主要原因。文献[15-16]相继开展了强韧化技术在8Cr4Mo4V钢热处理工艺中的应用，以达到提高其综合性能和轴承寿命的目的。

金属材料通过等温淬火获得的下贝氏体具有优异的强度和韧性，因此等温淬火是目前较为常用的一种金属增韧工艺[17-23]。鉴于贝氏体优异的力学性能，文献[24-25]开展了8Cr4Mo4V钢贝氏体等温淬火工艺研究，以进一步提高材料的强韧性。图4a为贝氏体等温淬火工艺处理后8Cr4Mo4V钢的微观组织，图4b为贝氏体等温淬火工艺与常规淬回火工艺的对比，贝氏体等温淬火工艺可以显著提高冲击韧性，提高幅度可达20%～50%。

图4 贝氏体等温淬火后8Cr4Mo4V钢微观组织及性能Fig.4 Microstructure and properties of 8Cr4Mo4V steel after bainitic austempering

2.3 尺寸稳定化热处理工艺

航空轴承除对力学性能具有较高要求外，还要求其具有优异的尺寸稳定性。8Cr4Mo4V钢经热处理后尽管残余奥氏体含量(体积分数，下同)已降至3%以下，但在存放和使用过程中依然可能进一步向马氏体转变，从而引起尺寸变化；残余应力的释放也会引起轴承尺寸变化。因此，文献[26]开展了尺寸稳定化热处理工艺对8Cr4Mo4V钢微观组织及尺寸变化的影响，即在轴承正常热处理工序与最终冷加工工序之间增加一个稳定化热处理工序。

8Cr4Mo4V钢稳定化热处理工艺如图5所示，可以看出该工艺包括3个循环，每个循环由冷处理和中温时效2个过程组成。

图5 8Cr4Mo4V钢尺寸稳定化热处理工艺Fig.5 Dimensional stabilization heat treatment process of 8Cr4Mo4V steel

经不同循环次数的稳定化热处理后，8Cr4Mo4V钢(φ30 mm×20 mm)的残余奥氏体含量及尺寸变化结果如图6所示。由图6a可知:正常热处理后残余奥氏体含量为2.61%，随着尺寸稳定化循环次数的增加，残余奥氏体含量逐渐减少，经3次循环后降低至0.76%。一次稳定处理过程中马氏体析出与残余奥氏体转变同时进行，8Cr4Mo4V钢尺寸整体呈收缩现象(图6b)，说明起主要作用的因素为马氏体析出；二次及三次稳定处理时，由于马氏体析出反应基本完成，残余奥氏体向马氏体转变成为引起尺寸变化的主要因素，因此呈现膨胀现象，且随着循环次数的增加，残余奥氏体含量降低，尺寸膨胀量也随之减小[27]。由图6b可知，经三次循环处理后，8Cr4Mo4V钢试样长度平均增加1.5×10-5mm，变化率为7.5×10-7。

图6 尺寸稳定化热处理循环次数对8Cr4Mo4V钢残余奥氏体含量及长度的影响Fig.6 Influence of dimensional stabilization heat treatment cycles on content of residual austenite and length of 8Cr4Mo4V steel

目前，尺寸稳定化热处理缺乏对比试验，后续需开展该工艺对8Cr4Mo4V钢轴承存放或使用过程中尺寸变化的影响研究，以验证该工艺的有效性。

3 8Cr4Mo4V钢表面改性技术

航空发动机轴承的失效一般都发生于材料表面，如摩擦磨损、腐蚀、表面疲劳等，提高材料表面性能对延长轴承寿命具有重要意义。鉴于此，国内外学者针对8Cr4Mo4V钢表面改性技术开展了大量研究，主要包括表面合金化、涂层以及机械强化等。

3.1 表面合金化技术

3.1.1 离子渗氮技术

离子渗氮技术可以通过改变材料表面化学成分及组织结构达到提高材料性能的目的。早在20世纪90年代，国外已经开展了8Cr4Mo4V钢表面渗氮技术研究，结果表明可大幅度提高零件的寿命和可靠性。

文献[27]进行了8Cr4Mo4V钢离子渗氮研究工作，利用阳极层离子源辅助渗氮技术在不同温度下进行8Cr4Mo4V钢氮化处理，材料表面硬度梯度及渗氮层深度如图7a和图7b所示。由图7可知:随着渗氮温度的升高，渗氮试样的表面硬度略微增加，最高表面硬度达1 100 HV0.1;渗氮温度的升高使氮原子扩散系数增加，导致530 ℃的渗层深度比430 ℃的增加了近一倍。但8Cr4Mo4V钢氮化层深度较浅不能满足8Cr4Mo4V钢性能提升需求;进行工艺改进后,8Cr4Mo4V钢氮化层深度达120 μm，这将大大提升8Cr4Mo4V钢抗疲劳性能。

图7 8Cr4Mo4V钢离子渗氮后氮化层深度及硬度Fig.7 Depth and hardness of nitriding layer of 8Cr4Mo4V steel after ion nitriding

除真空离子氮化技术外，文献[28]开展了8Cr4Mo4V钢盐浴氮化技术研究。氮化后其微观组织形貌及硬度梯度如图8所示，尽管8Cr4Mo4V钢表面硬度得到了大幅度提升，但该氮化方式使其表面存在脆性的“白亮层”及脉状组织，对材料性能可能产生不利影响。

图8 8Cr4Mo4V钢盐浴氮化后组织及性能Fig.8 Microstructure and properties of 8Cr4Mo4V steel after salt bath nitriding

由图7和图8可知8Cr4Mo4V钢真空离子氮化比盐浴氮化的优势更显著。

3.1.2 电子束合金化技术

强流脉冲电子束表面合金化技术通常包括2个过程：首先在材料表面进行镀膜处理，然后利用高能电子束轰击材料表面，从而改变材料表面熔化层，产生成分和组织结构变化，提高材料表面的力学性能和耐蚀性[29]。文献[30-33]利用电子束合金化技术分别在8Cr4Mo4V钢表面制备了Cr和Ta合金化层。经表面合金化和后续回火处理后，合金化层微观组织及表面硬度如图9所示:8Cr4Mo4V钢表面析出大量尺寸仅有几个纳米的颗粒，由于纳米颗粒析出强化效应，回火后Ta和Cr合金化层的最大硬度分别达到17.3，18.2 GPa，相较于基体的11 GPa，提高幅度达57%和65%。

图9 Cr及Ta合金化层组织及硬度Fig.9 Structure and hardness of Cr and Ta alloy layer

有研究结果表明，强流脉冲电子束表面合金化技术能有效提高8Cr4Mo4V钢表面摩擦磨损及耐蚀性[12]。

3.1.3 离子注入技术

离子注入技术将具有一定能量的离子元素注入金属材料表面，从而达到提高材料的力学、物理或化学性能的目的[34]。早在1989年，欧洲国家已经发现离子注入技术改性后轴承钢的可靠性及疲劳寿命得到了大幅度提高。因此，近些年我国也开展了大量针对8Cr4Mo4V钢不同元素离子注入技术的研究。

1)N元素离子注入技术

文献[35]采用N元素等离子体离子注入技术对8Cr4Mo4V钢进行表面改性，获得了厚度达22 μm的改性层，并深入研究离子注入参数对其组织、性能的影响规律及机制，结果如图10所示，注入层的纳米硬度相较于8Cr4Mo4V钢基体可提高45%，可显著提高材料的耐磨性能；离子注入过程可在8Cr4Mo4V钢表面引入一定的残余压应力。

图10 N元素离子注入层物相组织及硬度Fig.10 Phase structure and hardness of N ion implantation layer

2)金属元素离子注入技术

8Cr4Mo4V钢具有优异的高温硬度、耐磨性等特点，然而其耐蚀性较差。20世纪90年代初，文献[36-37]已经利用离子注入Cr技术来提高耐蚀性。文献[38]研究发现，通过在8Cr4Mo4V钢表面注入Ta可显著提高耐点蚀性能。文献[39]研究结果表明，Ti，Zr的注入可显著提高8Cr4Mo4V钢的硬度及抗摩擦磨损性能。

对8Cr4Mo4V钢进行离子注入研究发现，工件形状对离子注入后性能有显著的影响，这使工艺过程变得较为复杂。

3.2 沉积Cr涂层技术

为提高8Cr4Mo4V钢的耐蚀性，文献[40-41]开展了电火花沉积Cr涂层研究，结果如图11所示。该技术可克服常规电镀Cr涂层结合力差的问题。由图11b可知，电火花工艺处理后8Cr4Mo4V钢的耐蚀性得到一定程度的提高,但目前工艺下涂层组织及性能依然存在一些问题，如表面微裂纹(图11a)及硬度低(550 HV)。因此，目前该技术距工程化应用还有一定距离。

图11 8Cr4Mo4V钢表面电火花沉积Cr涂层表面形貌及其耐蚀性Fig.11 Surface morphology and corrosion resistance of Cr coating deposited by electric spark on 8Cr4Mo4V steel

鉴于纯Cr涂层硬度较低，为满足8Cr4Mo4V钢服役需求，文献[42]利用微弧氧化技术在8Cr4Mo4V钢表面沉积了不同厚度的CrN涂层，其硬度如图12所示，CrN涂层硬度最高达20 GPa以上，相较于文献[12]中8Cr4Mo4V钢基体硬度(11 GPa)，提高了80%以上，这将显著提高材料耐磨性。另有研究显示，CrN涂层可显著提高材料耐蚀性[43]，不过8Cr4Mo4V钢该涂层的耐蚀性目前缺乏相关的试验数据。

图12 不同厚度CrN涂层的硬度Fig.12 Hardness of CrN coating with different thickness

3.3 喷丸强化技术

喷丸强化是一种应用较为普遍的低成本表面处理技术，可使材料表面发生不均匀塑性变形，产生压应力，形成应变强化层和残余压应力层[44]。文献[35]开展了8Cr4Mo4V钢表面喷丸强化技术研究，并深入探讨了相关机制。喷丸强化层距表面50 μm处和基体的TEM衍射衬度像分别如图13a和图13b所示，可以看出喷丸导致表层马氏体发生强烈塑性变形，导致强化层的板条马氏体边界较为模糊，而基体板条界面清晰。喷丸强化层距表面不同深度处的{111}晶面上位错密度统计结果如图13c所示，喷丸强化层位错密度较基体高约1倍，并且随深度增加逐渐下降。

图13 喷丸强化对8Cr4Mo4V钢组织及位错密度的影响Fig.13 Effect of shot peening on microstructure and dislocation density of 8Cr4Mo4V steel

经不同喷丸强度处理后8Cr4Mo4V钢表面残余应力如图14a所示，残余压应力对喷丸强度不敏感。钢丸直径对材料残余应力的影响如图14b所示，增加钢丸直径可在8Cr4Mo4V钢表面引入更高的残余压应力。8Cr4Mo4V钢在不同喷丸强度下的表面显微硬度如图14c所示，与未处理试样相比，喷丸后材料显微硬度呈增加趋势，最大增幅为11.1%。

图14 喷丸对8Cr4Mo4V钢残余应力及硬度的影响Fig.14 Effect of shot peening on residual stress and hardness of 8Cr4Mo4V steel

3.4 复合强化技术

尽管大量研究表明离子注入技术可显著提高材料的表面性能，然而依然存在注入层较浅的问题。以N元素注入为例，哈尔滨工业大学通过提高注入剂量、温度等技术攻关将离子注入层厚度由1 μm以下[45]仅提升至22 μm[46]。为进一步提高离子注入强化层，中国航发哈尔滨轴承有限公司与哈尔滨工业大学联合开展了喷丸强化与N元素升温注入复合技术研究。

复合处理后8Cr4Mo4V钢表面N元素分布和应力梯度结果如图15所示，单一离子注入处理后8Cr4Mo4V钢改性层深度仅约5 μm，而复合处理后8Cr4Mo4V钢表面氮浓度远高于仅离子注入试样，且在30 μm处N原子数分数仍超过10%；尽管单一离子注入处理对应力几乎无影响，但其与喷丸处理耦合时却可以大幅增加压应力的幅值和深度。文献[47]认为这是由于喷丸产生的缺陷为N原子向试样内部快速扩散提供了通道，而N原子以过饱和固溶体存在于晶格和缺陷中，使点阵膨胀形成附加压应力，提高了喷丸强化效果。

图15 复合改性技术对N原子数分数和残余应力的影响Fig.15 Effect of composite modification technology on nitrogen concentration and residual stress

4 展望

尽管8Cr4Mo4V钢在航空航天领域的使用已达近半世纪，然而对其性能的挖掘从未停止。国产8Cr4Mo4V钢在前期使用过程中依然存在稳定性及可靠性较差的问题。国内轴承企业与高校联合开展的表面改性技术研究可大幅度提高材料的表面性能，并且很多技术已经推广应用。但国产与进口8Cr4Mo4V钢在可靠性及寿命上依然存在一定差距，国产8Cr4Mo4V钢性能提升工作的研究重点有以下几个方面：

1)一次碳化物的控制。现有研究结果表明一次碳化物是材料的主要疲劳裂纹源，应作为冶炼过程中的控制重点，进一步优化轴承锻造过程对一次碳化物分布也可起到改善作用。

2)热处理过程。应继续深入开展马/贝复合组织对其组织及性能的影响研究，并推进其工程化应用进程；磁场热处理已被证实可提高W6Mo5Cr4V2工具钢强韧性，并显著缩短回火时间，因此，可将其推广至8Cr4Mo4V钢的热处理。

3)表面强化。8Cr4Mo4V钢“渗及注”改性过程相较于低碳、低合金钢更困难，效率较低，应深入开展复合强化技术，以提高改性效率；目前表面改性相关研究多集中于硬度及应力的提升，随着8Cr4Mo4V钢在舰用燃气轮机轴承上的推广应用，耐蚀性的提高应作为未来研究的重点之一。