M2C碳化物对M50轴承钢滑动摩擦和磨损行为的影响及机理

《Journal of Materials Research and Technology》：Effect and mechanism of M2C carbides on sliding friction and wear behavior of M50 bearing steel

　　康迪·谢|陈森|曹燕飞|刘宏伟|雷成帅|刘卫峰
中国沈阳，东北大学材料科学与工程学院，110004

**摘要**
M50钢因其出色的抗疲劳和耐磨性能而被广泛用于航空发动机轴承。M2C碳化物是M50轴承钢中的主要硬质相，对其磨损性能有显著影响。本研究通过制造两种不同的锭材，系统地研究了M2C碳化物的含量、尺寸、长宽比和分布对M50钢干滑动摩擦和磨损行为的影响，以专门探讨碳化物尺寸的影响。干滑动磨损测试表明，碳化物尺寸的增加和分布不均匀性导致摩擦系数和磨损率升高。具体而言，在10 N的载荷下，M50-1000的摩擦系数高出13%，其磨损率（1.52 μm3/(N·mm)比M50-50高出46%。多尺度表征显示，摩擦系数和磨损率均随着M2C碳化物尺寸的增大和不均匀分布而增加。在干滑动条件下，由于碳化物与基体的硬度差异极大（27.5 GPa vs 15.6 GPa），存在异常大的M2C碳化物会引发严重的应力集中，导致界面脱粘、脆性断裂和剥落。由此产生的硬质碎片会引发三体磨料磨损，加剧犁沟的形成并加速材料去除。这项工作为M2C碳化物的“尺寸-形态-断裂-磨损”关系提供了重要见解，并强调了有效的碳化物控制策略，以延长M50轴承钢在工业应用中的使用寿命。

**1. 引言**
M50轴承钢是一种多组分合金系统，专为高温应用设计，包括航空航天领域的衬套、凸轮和主轴轴承[1][2][3]。它含有高浓度的合金元素，如铬（Cr）、钼（Mo）和钒（V）。在凝固过程中，由于合金元素的偏析，会析出大量初级碳化物[4][5]。M50钢的微观结构由块状初级碳化物和细小的次级碳化物组成，这些碳化物嵌入回火马氏体基体中，从而使其具有优异的热疲劳抗性、高尺寸稳定性和高温下的高硬度[6][7]。随着飞机发动机转速和推力比的提高，M50钢轴承现在需要在更严格的条件下工作，包括更高的温度和更大的载荷，以提高发动机效率[8][9]。由于发动机轴承的使用寿命受到轴承钢耐磨性能的严重影响[10]，因此研究M50钢的摩擦学和磨损行为至关重要。
航空发动机轴承的恶劣工作环境常导致轴承钢发生磨损相关失效，包括剥落、磨料磨损和划痕[11][12][13][14]。磨损通常是指摩擦过程中结合力反复破坏导致的材料损伤。根据磨损机制，摩擦可分为多种类型，包括磨料磨损、粘着磨损、疲劳磨损等[15]。先前的研究表明，钢铁的摩擦行为和耐磨性高度依赖于基体的韧性 and 硬度[16]。由于析出物对钢铁的韧性和硬度有显著影响，许多研究人员关注析出物对钢铁滚动和滑动磨损性能的影响，例如高速钢中的碳化物析出物[17][18]。徐等人[19]研究了高钨高速钢的摩擦磨损行为，发现基体中的微纳米级M6C碳化物可以形成高硬度团块，从而抵抗划痕并减缓磨损失效。魏等人[20]还发现，通过选择性电子束熔炼制备的M2高速钢含有细小碳化物，具有超高硬度和优异的摩擦学性能。
然而，M50钢中除了细小的次级碳化物外，还含有大量不规则的大型初级碳化物，这些碳化物无法通过常规锻造和热处理工艺完全细化[21]。许多研究人员研究了大型初级碳化物对疲劳性能的负面影响，证明它们作为应力集中器会引发疲劳裂纹[22]。尽管如此，关于异常大的初级碳化物对M50钢摩擦学和磨损行为的影响的研究相对较少。碳化物颗粒通常具有较高的硬度但较低的韧性，在外力作用下容易发生脆性断裂。一些研究探讨了初级碳化物在高合金钢磨料磨损过程中的作用。S.IIo等人[23]研究了有无初级碳化物的高铬钢在无润滑条件下的磨损行为，发现初级碳化物可能在氧化磨损过程中促进磨料磨损。Chou等人[24]报告称，工具钢中存在大规模碳化物会导致磨损率增加，因为它们加剧了由微断裂和疲劳引起的细小尺度磨损。
作为轴承材料的M50钢能够承受高旋转速度和较大的冲击力，从而导致更复杂的摩擦学和磨损行为。Hager等人[25]观察了M50轴承钢在不同润滑条件下的磨损情况，发现其在润滑条件下容易发生粘着磨损，从而导致失效。杨等人[26]研究了稀土（RE）添加对M50轴承钢摩擦和磨损行为的影响，结果表明稀土添加对摩擦系数影响不大，但在苛刻磨损条件下可以减少磨损量。与此同时，Wang等人[27]研究了冷轧对碳化物碎裂和耐磨性的影响。他们的研究发现，细化碳化物形态可以提高耐磨性。值得注意的是，文献[26][27]中的初级碳化物尺寸仍小于10 μm。需要强调的是，对于大型工业用钢，随着锭材尺寸的增加，冷却速度减慢，导致初级碳化物的尺寸增大和分布发生变化[28][29]。据我们所知，关于超大尺寸初级碳化物对M50轴承钢摩擦学和磨损行为的影响尚未有报道。
本研究旨在全面了解初级M2C碳化物的尺寸、长宽比、数量和分布状态等参数对干摩擦系数的影响。为了生成粗大的初级碳化物，制造了不同的M50钢锭材，并在变化的载荷下进行滑动磨损测试，以评估其摩擦响应。深入讨论了具有不同初级碳化物的M50轴承钢的磨损机理。

**2. 实验程序**
2.1. 材料和制备
使用真空电弧重熔（VAR）技术制备了重量分别为50 kg和1000 kg的两种锭材，分别标记为M50-50和M50-1000。根据电感耦合等离子体光谱仪的结果，其化学组成见表1。锻造后，这些钢锭经过淬火和三次回火处理。由于实验的主要目标是观察不同尺寸和数量的碳化物对摩擦性能的影响，因此准备了两组样品。一组样品尺寸为10×10×10 mm，通过线切割获得，经过研磨、抛光和蚀刻后进行了金相分析；另一组样品尺寸为20×20×2 mm，通过线切割加工并用800#砂纸抛光以确保表面光滑。

**表1. 不同锭材规格的M50钢化学组成（wt.%）**
| 样品 | Cr | Mo | V | Mn | Si | Fe |
|------|----|----|----|----|----|----|
| M50-50 | 0.81 | 4.12 | 4.15 | 0.93 | 0.24 | 0.22 |不同尺寸锭中的碳化物：(a) M50-50的形态，(b) M50-1000的形态，(c) 和 (d) 分别对应EDS结果。进一步使用TEM分析了铸态下初级碳化物的晶体结构，观察到这些初级碳化物主要由具有HCP结构的M2C碳化物组成，如图3所示。HCP结构指的是六方密排排列，其中单元晶胞由六层六边形堆叠而成。通过TEM观察可以明显看到，这些初级碳化物呈现出规则的晶格排列，其晶面和晶界在图3中清晰可见。根据纳米压痕实验的结果，M2C碳化物的硬度测定为27.5 GPa，显著高于基体的硬度（15.6 GPa）。值得注意的是，M50-50和M50-1000中的初级碳化物大部分都是M2C，因此M50的摩擦和磨损行为主要与M2C初级碳化物有关。

为了准确比较不同类型锭中初级M2C碳化物的尺寸分布，使用MIPAR软件处理了SEM图像。表2展示了M2C碳化物的定量统计特性，包括它们的面积分数、平均长宽比、平均直径和最大直径。结果表明，随着锭尺寸的增加，初级碳化物的面积分数从2.11%显著增加到3.41%，平均直径从9.05 μm增加到12.71 μm，最大直径从58.33 μm急剧增加到88.62 μm（增加了约52%）。同时，平均长宽比也从3.19增加到4.89。

尽管平均直径可以反映单个碳化物的平均尺寸，但它不能很好地反映初级碳化物的整体状态。因此，我们对不同尺寸区间内初级M2C碳化物的直径比例进行了统计分析，如图4(a)所示。在两种样品中，初级M2C碳化物的尺寸主要集中在20μm以下。具体来说，在M50-50样品中，小于20μm的碳化物占大约92%，而在M50-1000样品中占约83%。此外，大于25μm的碳化物在M50-1000样品中的比例明显更高。图4(b)显示了不同长宽比碳化物的比例。在M50-50样品中，长宽比小于5的碳化物占主导（约占92%），而长宽比小于3的碳化物比例甚至更高。相比之下，M50-1000样品中长宽比大于5的碳化物比例显著更高。这些结果表明，M50-1000样品中含有更多形态延长的较大碳化物。

3.2. 摩擦系数和磨损速率
滑动磨损测试后，所有样品都用酒精进行了超声波清洗以备后续测试。图5显示了M50-1000和M50-50样品在氧化铝球上以不同负载力滑动时摩擦系数的变化情况。根据观察结果，所有四个样品在摩擦测试中都经历了初始的磨合阶段和随后的稳态磨损阶段。对比各样品的摩擦曲线发现，摩擦系数随时间的变化模式相似，可以分为两个明显的周期：初始磨损阶段表现为摩擦系数显著增加，稳态阶段则摩擦系数达到一个稳定值。这种行为主要归因于在磨合阶段尚未形成稳定的摩擦膜，需要一段时间摩擦系数才能进入稳态[31]。在初始磨合阶段，样品表面的粗糙部分被相应的Al2O3球去除，导致材料在这些粗糙处由于应力集中而发生严重的塑性变形[32]。

如图5所示，M50-50样品在2 N负载下的平均摩擦系数为0.7650，在10 N负载下为0.6614。同样，M50-1000锭样品在2 N负载下的平均摩擦系数为0.9548，在10 N负载下为0.7477。实验结果表明，在相同测试条件下，摩擦系数随着负载的增加而持续降低。值得注意的是，当负载降至2 N时，M50-50和M50-1000样品之间的平均摩擦系数有显著差异。然而，当负载增加到10 N时，两组样品之间的摩擦系数差异逐渐减小。这种现象可能是因为在低负载下摩擦膜不稳定，导致摩擦系数波动较大。在高负载下，摩擦膜形成得更快，使得接触更加紧密，摩擦系数更加稳定且更低——这与材料软化以及由接触应力和更高摩擦界面温度驱动的摩擦膜形成有关。

图6展示了M50-1000和M50-50样品在2 N和10 N负载下的磨损情况。两种样品的磨损程度都随着正常负载的增加而加剧。在2 N负载下，M50-50样品的磨损宽度为0.62 mm，小于M50-1000样品的0.84 mm。其磨损深度为27.0 μm，低于M50-1000样品的32.1 μm。当负载增加到10 N时，两种样品的磨损宽度变得相当，磨损深度从42.1 μm增加到62.2 μm（图7）。此外，M50-1000样品底部的磨损凹槽在较高负载下更为细小，这与磨损表面的观察结果和使用白光干涉仪进行的测量结果一致。在相同的测试条件下，磨损深度随着锭尺寸的增加而逐渐增加。因此，可以推断随着锭尺寸的增加，耐磨性能将逐渐下降。

磨损速率定义为单位法向载荷下单位滑动距离所去除的材料体积，是评估材料耐磨性的关键指标。如表3所示，当负载从2 N增加到10 N时，M50-50和M50-1000样品的磨损速率都增加了。这意味着在室温下的干摩擦条件下，随着负载的增加，材料体积磨损和磨损速率的增加会加剧材料的磨损情况。在2 N负载下，M50-50样品的磨损速率为0.36，低于M50-1000样品的0.52。在10 N负载下，由于单位面积承受的压力更大，M50-50样品的磨损速率为1.04，也低于M50-1000样品的1.52。这表明无论负载如何，M50-50样品的磨损速率始终低于M50-1000样品。这可能意味着随着样品中初级碳化物尺寸的增加，材料的耐磨性能会降低。

图8显示了不同磨损条件下的表面白光干涉图。根据图8(a)和(c)，可以观察到在2 N的低负载下，磨损轨迹的塌陷区域有限，沟槽宽度较小。当负载增加到10 N时，磨损轨迹的塌陷区域扩大，沟槽宽度变宽（图8 b和e）。在相同的负载下，M50-1000样品的磨损沟槽更深，沟槽旁边的磨损碎屑堆积更多。这表明在高负载下，金属的磨损程度显著增加。可以清楚地看到，随着工业锭尺寸的增加，磨损表面的平均磨损速率增加，磨损疤痕的宽度和深度也显著增加，这直接导致样品的磨料磨损阻力降低。

图9展示了M50-50和M50-1000样品在2 N负载下的磨损轨迹。磨损轨迹表面有许多垂直于滑动方向的疲劳裂纹和平行于滑动方向的细小沟槽。两种样品上都存在由于碳化物碎裂及周围基体材料剥落造成的磨损沟槽。不同区域的观察显示，在初级碳化物簇区域有显著的磨损碎屑堆积（图9a, c），而无碳化物区域则主要显示细小沟槽（图9b, d）。这是因为初级M2C碳化物的硬度高于基体，可以承受部分负载并将其传递给周围的基体，使基体承受的应力更加均匀。同时，它还可以阻止位错的移动，使得基体中的位错难以大量聚集和移动，从而提高基体的抗变形能力，进而增强整个基体的强度。磨损表面上深而窄的沟槽以及脱落或即将脱落的磨料碎片表明，M50钢的磨损机制主要是磨料磨损和疲劳剥落。

对于M50-1000样品，在2 N负载下，初级碳化物聚集区形成的磨损碎屑数量和大小相对较多。大尺寸碳化物的不均匀分布导致基体局部区域缺乏硬质相的保护。在摩擦过程中，这些区域由于塑性变形形成略微凸起的结构，随后氧化或加工硬化形成不连续的摩擦膜。然而，异常大的M2C碳化物频繁断裂会导致粗大的碎片混入摩擦膜中，破坏膜的连续性，并导致摩擦系数波动（图5）。随着载荷的增加，由于剪切应力的增加，碳化物开始破碎并在其附近形成更深的沟槽，如图10所示。大型主碳化物在犁切应力和接触应力作用下容易发生脆性破碎和剥落，形成大型的剥落坑，进一步加剧了钢基体的磨损。对于M50-1000样品，随着载荷的增加，磨损表面逐渐变粗糙，伴随着长条状碳化物的破碎、断裂和剥落，以及沟槽的形成和塑性变形（图10b和d）。断裂的M2C碳化物颗粒可以嵌入摩擦副的表面，引发三体磨料磨损。大量异常大的M2C碳化物的存在可能导致碳化物碎片之间的碰撞，从而产生更尖锐的边缘。在摩擦过程中，这会产生局部高应力，进而导致犁切和微切割，在M50-1000样品的磨损表面形成更深更宽的沟槽。

图10. 在10 N载荷下不同磨损表面的SEM观察：(a) M50-50样品的碳化物区域；(b) M50-50样品的主碳化物区域；(c) M50-1000样品的碳化物区域；(d) M50-1000样品的主碳化物区域。
图11阐明了M2C碳化物的内在特性如何决定其失效模式。如图11a和b所示，平行于滑动方向的棒状M2C碳化物形成连续的弱界面区，导致碳化物的顺序脱粘和破碎，从而产生长程微裂纹和细小的磨损碎片。相比之下，垂直方向的棒状碳化物在其尖端产生严重的应力集中，加速了剥落和裂纹的起始。低纵横比的块状M2C碳化物的应力集中效应显著减弱；因此，碳化物本身不容易开裂，界面脱粘和剥落的风险也大大降低。当M2C碳化物形成连续网络结构时（图11c），脆性碳化物网络完全将基体分割开，导致碳化物之间的基体比例极低，界面结合性能大大减弱。在循环滑动应力的持续作用下，碳化物内部或界面处的初始缺陷（如微孔和位错堆积）使连续的碳化物网络成为裂纹起始和扩展的优先路径。一旦形成裂纹，裂纹会沿着碳化物网络迅速传播，迅速形成贯穿的宏观裂纹。这最终导致碳化物团的整体脆性剥落，产生大型的硬磨损碎片和深的剥落坑，从而极大地加剧了磨损。因此，随着M2C碳化物尺寸的减小，比表面积增加，从而提高了裂纹起始的能量障碍。这降低了在高载荷下碳化物断裂的可能性，抑制了微裂纹的形成，从而增强了基体的耐磨性[33]。此外，均匀分布的碳化物有效地分散了剪切应力，防止了局部应力集中。细小碳化物的均匀分布促进了摩擦膜的快速形成。由于它们体积小且比表面积大，碳化物碎片容易与基体的磨损碎片混合形成润滑膜。这种膜不仅降低了摩擦系数，还通过“自润滑效应”抑制了进一步磨损[34]。

图11. 不同尺寸和分布的M2C碳化物的摩擦和磨损形态及EDS光谱：(a) 聚集的棒状M2C碳化物；(b) 块状M2C碳化物；(c) 密集聚集的M2C碳化物。
图12展示了不同尺寸锭材的磨损机制。M50钢中异常大的M2C碳化物通常具有脆性和硬度，这在重复磨损过程中有利于对基体的犁切或剪切。因此，较硬的主碳化物逐渐从表面突出（图12b和e）。较大且形状独特的长条形主碳化物经历更明显的应力集中和剪切应力。随着摩擦过程的进行，产生较大、形状不规则且脆性的磨损碎片，导致三体磨料磨损。同时，裂纹沿着界面扩展，导致较大的碳化物剥落和宏观剥落坑的形成（图10d）。这些剥落坑边缘的应力集中进一步引发二次裂纹，加速了材料损失，加剧了M50-1000样品的磨损。
此外，由于M50-1000样品中主碳化物的分布不均匀，形成了大量的小沟槽。随着摩擦载荷的增加，这些沟槽进一步变宽加深，如图12(e)和(f)所示。随着碳化物尺寸的减小，棒状碳化物的断裂或剥落概率降低，形成了较小的硬碳化物碎片。这些碳化物碎片可以增强耐磨性，改变表面形貌，并作为固体润滑剂。这些碳化物碎片会与基体的摩擦碎片混合形成磨损碎片。这些较小的磨损碎片可以附着在磨损表面上，形成自润滑膜，有效防止基体磨损，最终降低磨损率并增强耐磨性。

总之，纵横比较低、尺寸较小且分布均匀的M2C碳化物提高了耐磨性。由于比基体更硬，主M2C碳化物在接触应力下抵抗变形和磨损。然而，碳化物的不均匀聚集和分布会削弱缺乏主碳化物的基体的耐磨性，形成大量的小沟槽。在摩擦过程中，不均匀的摩擦力和应力在应力集中区域产生微裂纹，导致异常大的M2C碳化物在重复加载下断裂。当M2C碳化物与基体之间的界面结合强度不足时，裂纹沿界面扩展，导致碳化物剥落和宏观剥落坑的形成。从异常大的M2C碳化物断裂产生的碎片以及碳化物-基体界面处的裂纹扩展最终导致犁切。M2C碳化物的非均匀分布减少了耐磨硬相的数量，使基体直接暴露在摩擦环境中，加速了材料降解。为了提高耐磨性，建议在晶粒内或晶界处不连续且均匀地形成小尺寸的M2C碳化物，同时提高基体硬度以增强整体硬度。

4. 结论
基于多尺度碳化物观察、磨损测试和表征，本研究阐明了碳化物特性对广泛使用的M50航空轴承钢磨损性能的影响。该研究通过对不同尺寸和重量的工业锭材进行直接制造和解剖来进行。以下是关键结论的总结：
(1) 50公斤的小锭材经过快速冷却，凝固时间短，形成了平均直径为9.05微米的细小且均匀的M2C碳化物。相比之下，1000公斤大锭材中的M2C碳化物最大尺寸为88.62微米，增加了52%。此外，大于20微米的碳化物比例增加到17%。在10 N载荷下，1000公斤样品的摩擦系数（0.75）比50公斤样品（0.66）高13%，其磨损率（1.52 μm3/(N·mm)显著增加46%。
(2) TEM分析显示，主M2C碳化物具有六方密堆积（HCP）结构，显微硬度为27.5 GPa，远高于基体的15.6 GPa。这种显著的硬度差异使M2C碳化物天生具有硬度但脆性，使其在施加应力下容易开裂和断裂。
(3) 小尺寸的M2C碳化物通过三种关键机制有效防止摩擦沟槽的形成，降低摩擦系数并提高耐磨性：抑制裂纹起始，促进稳定的摩擦膜形成，以及实现均匀的载荷分布。
(4) 比值高且聚集分布的异常大的主M2C碳化物在干摩擦过程中倾向于在内部和界面处引发微裂纹。这些碳化物随后断裂并剥落，形成宏观坑洞。由此产生的硬碎片引发三体磨料磨损，促进犁切沟槽的形成，并最终加速材料磨损。

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