背景：8Cr4Mo4V钢是一种高温轴承钢，广泛用于制造航空发动机主轴轴承，由于航空发动机轴承需要在高接触压力、高旋转周期和高温环境下工作，其疲劳性能成为影响轴承使用寿命的重要因素，在众多失效模式中，滚动接触疲劳（RCF）引起的失效引起了人们的广泛关注。RCF引起的失效机制可分为两种类型：表面诱导失效和次表面诱导失效。在轴承次表面，由于高应变局部化，疲劳裂纹通常在第二相周围形成，例如Al2O3，MnS和大尺寸碳化物。

在滚动接触过程中，由于赫兹接触应力的作用，亚表面下的显微组织不断演化，在轴承或试件的亚表面形成退化的显微组织，如白色蚀刻区（WEAs）、暗蚀刻区（DER）和白色蚀刻带（WEBs），在后续的使用过程中，疲劳裂纹可能在这些退化的组织中萌生，从而导致疲劳失效。上述组织缺陷通常形成在大尺寸的第二相周围，例如大尺寸的夹杂物或碳化物。因此，在过去的几十年中，研究人员通过提高8Cr4Mo4V钢的纯净度和细化大尺寸的一次碳化物，显著提高了8Cr4Mo4V钢的性能和使用寿命。

近年来，有研究发现，在RCF试验的高赫兹接触应力下，无第二相的均匀组织也会发生组织退化，损伤相对轻微，只有在蚀刻后才能观察到。因此被称为光蚀刻区（LER）。LER是在RCF服务后在圆周次表面形成的圆形塑料累积层。累积层在纵向上呈近椭圆形，塑性累积层的显微硬度显著增加，LER也是赫兹接触应力下的一种显微组织退化。支持这一观点的实验证据是，在RCF测试期间增加接触压力和温度可以加速这些退化结构的形成过程。最近的研究表明，GCr15钢也可以形成LER微观结构，其中马氏体中的一次碳化物分解并析出细小分散的纳米级碳化物。在我们之前的研究中，还系统地讨论了8Cr4Mo4V钢LER的形成机理。结果表明，LER形成的根本原因是亚表层中的等效应力超过了材料的屈服极限，导致了塑性变形。LER内的微观结构与周围区域相比硬度明显更高。该硬度梯度在试样的次表面引起应力分层，从而在破坏机械相容性的位置产生微观结构界面。因此，疲劳裂纹极易在这些应力/应变不相容部位成核。这是因为局部应力集中超过了材料的裂纹萌生阈值。但由于前期研究中8Cr4Mo4V钢的疲劳寿命不足，在LER区内没有观察到疲劳裂纹形核的迹象，但相信随着轴承钢冶金质量的提高和使用载荷的不断增加，LER诱发的疲劳失效将成为航天轴承的一种重要失效模式。

尽管冶金质量的提高可以降低夹杂物或大尺寸碳化物诱发失效的风险，但是，随着航空航天轴承使用要求的不断提高和所需使用寿命的进一步延长，LER-作为一种在高接触应力下形成完全均匀微观结构的退化组织，在本研究中，通过优化冶金工艺和热变形工艺，制备了夹杂物和初生碳化物极细的8Cr4Mo4V钢，夹杂物和初生碳化物的细化效果显著结果表明，在极洁净的8Cr4Mo4V钢中，传统的裂纹源（如WEAs等）是由细晶组织和微裂纹形成的，而细晶组织和微裂纹形成的主要原因是由于细晶组织的存在，细晶组织和微裂纹形成的主要原因是由于细晶组织和微裂纹形成的主要原因，细晶组织和微裂纹形成的主要原因是由于细晶组织和微裂纹形成的主要原因。（大尺寸碳化物的WEA及其形成机制，无论有无伴随裂纹，通过碳贫化进行解释），并且大的夹杂物已被消除，发生在LER内部的这种全新的失效机制可能变得突出。

因此，“缺乏WEAs”成为揭示新机制的关键先决条件，而不仅仅是上级性能的证明。因此，通过生产具有极细碳化物尺寸的8Cr4Mo4V钢，实现了极高的RCF寿命;这不仅证明了材料的潜力，而且提供了一个独特的窗口，了解在超高循环次数下LER的演变及其引起的失效机制。本研究旨在阐明LER中裂纹萌生和扩展的机制，并通过有限元模拟揭示应变不协调性的作用。

该项研究成果以“Microstructural evolution and subsurface cracking in the light etched

region of 8Cr4Mo4V bearing steel under rolling contact fatigue”为题，在线发表于国际期刊《Wear》。中国科学院金属研究所刘宏伟、雷成帅为该论文通讯作者。该研究工作获得了辽宁省自然科学基金（项目编号：2025‑MS‑073）；抗污染与损伤性能提升的双剖分内圈角接触球轴承工程开发(44‑1)；中国科学院战略性先导科技专项（项目编号：XDA0390104、XDC0260404）；国家重点研发计划（项目编号：2024YFB3713701）。的资助。

文章链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S0043164826003972?via%3Dihub

图1

（a、b）RCF试验机示意图

（c）试验原理示意图

（d）样品轴向和周向截面示意图

（e）轴向截面OM

（f）周向截面OM

图2 试验8Cr4Mo4V的显微组织和碳化物。

（a）原始显微组织的OM

（b）原始显微组织的SEM，

（c）碳化物尺寸的统计结果，

（d）马氏体的TEM显微照片，

（e）原始显微组织的EBSD-GB，

（f）原始显微组织的EBSD-KAM。

图3 GCr15、8Cr4Mo4V、Cr30、AISI 440C和8Cr4Mo4V的滚动接触疲劳的失效概率与循环寿命。

图4（a）在6 GPa接触压力下的微点蚀和裂纹，（b）裂纹位置的OM，

（c）亚表面裂纹附近的硬度分布。

（d）裂纹起始碳化物，

（e）通过碳化物的裂纹增长，

（f）裂纹接触，

（e1）-（e3）通过碳化物-BC、IPF、GND的裂纹增长，

（f1）-（f3）裂纹接触-BC、IPF、GND。

图5 不同RCF循环下LER轴向截面的SEM和EBSD。

（a）基体，

（B）2.2 × 105 RCF循环的LER，

（c）1.5 × 108 RCF循环的LER，

（d）2.8 × 108 RCF循环的LER，

（a1-a3）基体的IPF、GB和KAM，

（b1-b3）2.2 × 105 RCF循环的LER的IPF、GB和KAM，

（c1-c3）LER的IPF、GB和KAM，1.5 × 108 RCF循环

（d1-d3）LER的IPF、GB和KAM，2.8 × 108 RCF循环。

图6 LER的FI B取样部位、基体和OMD的HAADF和DF比较图像。

（a）基体微观结构的FIB

（b）具有2.8*108 RCF循环的LER的FIB，

（c）基体的DF，

（d）ADF处OMD的DF，

（e）基体处马氏体板条的HAADF图像，

（f）LER处OMD的DF。

图7 杆球接触的原理图和结果的有限元分析。

（a）三维有限元模拟模型图，

（b）6 GPa的接触压力，

（c）等效应力，

（d）等效塑性应变，

（e）等效塑性应变放大，

（f）等效应力放大，

（g）YZ剪应力，

（h）观测点XY剪应力，

（i）观测点XZ剪应力，

（j）观测点的YZ剪应力，

（k）观测点的等效应力，

（l）观测点的等效塑性应变。

图8 纳米压痕结果。

（a）弹性模量和硬度与深度的函数关系。

（b）不同深度的纳米压痕加载—卸载曲线。

图9 疲劳后期的二维多层结构模型。

（a）总体模态，

（b）接触区的磁测图，

（c）接触压力分布，

（d）等效应力分布，

（e）等效塑性应变分布。

图10 LER和亚表面长裂纹耦合形成机制示意图。

（a）滚动接触早期阶段的总体应力状态和LER程度，

（b）接触位置应力示意图，

（c）LER内部显微组织的多阶段演化，

（d）亚表面长裂纹形成机制。

结论：

本研究对一种具有优异疲劳性能的8Cr4Mo4V钢的疲劳性能和失效机理进行了研究。主要结论总结如下。

1)超细碳化物显著提高了8Cr4Mo4V钢的疲劳寿命，在6 GPa接触应力下，L10寿命达到1.91 × 108次，L50寿命达到3.16 × 108次。

2)当初生碳化物尺寸控制在10 μm以下时，亚表层疲劳缺陷大大减少，在长期高接触压力下，亚表层将形成毫米级的周向裂纹。

3)在滚动接触过程中，塑性应变的积累细化马氏体晶粒，导致取向马氏体畴（OMD）的形成，从而增加了轻蚀刻区域（LER）的硬度。

4)阶段有限元分析和实验结果表明，裂纹不是简单地在“高硬度LER”与“基体”之间形成;相反，它们形成在进一步硬化的上部区域与（硬化区）和更深，未硬化或较少硬化的区域（其保持LER但具有不同程度的硬化）。深度在150 μm和160 μm之间。由于硬化历史的差异，在LER内产生显著的菌株不相容性。