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0 前言
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轴承作为工业领域重大机械装备的核心支承构件，能起到降低摩擦并保证回转精度的作用。轴承钢作为高端轴承的关键材料，不仅要求长寿命、高可靠性，而且需要承受典型苛刻工况（如高速、高温等）。随着航空航天和军事装备等领域的快速发展，轴承的服役温度逐渐上升，诸如航空发动机轴承、高铁转向架轴承和速射武器轴承的局部温度可以达到 350℃以上，超过了 GCr15 和 M50NiL 等普通轴承钢的耐温极限。于是以 CSS-42L 高合金钢为代表的第三代轴承钢应运而生，其具备良好的耐蚀性和断裂韧性[1-2]。众所周知，滚动接触下轴承钢表面摩擦磨损是轴承构件破坏失效的主要因素之一，因此提升 CSS-42L 轴承钢的高温摩擦学性能对于提升轴承服役可靠性十分重要[3-7]。多年来，研究人员通过组织结构调控、成型工艺优化和添加表面润滑剂等方法提高轴承钢耐磨性[8-12]。WANG 等[1]通过碳离子注入技术在 CSS-42L 轴承钢表面形成由 Cr2C 组成的硬质非晶层，可以显著提高轴承钢耐磨性。XUE 等[3]通过在轴承钢的织构表面添加 Sn-Ag-Cu-Ti3C2润滑剂的方式，提高轴承钢的高温摩擦磨损性能。但传统表面改性工艺会改变轴承钢表面元素组成或破坏轴承钢表面完整性，不利于材料的回收再利用和长期使用。因此，需要在不改变材料本身成分的基础上，通过调控材料微观结构来优化轴承钢高温摩擦磨损性能[13-16]。
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晶粒细化是提高材料硬度和强度的有效方法。 ZHOU 等[12]利用表面机械研磨工艺制备了纳米结构 GCr15 轴承钢，可以使 GCr15 轴承钢的平均晶粒尺寸从粗晶态细化至 32 nm，提高了材料的硬度，但耐磨性与粗晶轴承钢相当。这是因为传统金属材料的性能遵循强度-韧性倒置关系，随着晶粒尺寸细化至纳米尺度，屈服强度显著升高，但塑性明显下降[17]。因此，纳米晶材料在高载荷摩擦条件下容易出现脆性开裂和剥落，导致表面粗糙度增大和耐磨性降低[18-22]。近十年，研究人员提出了梯度纳米结构（Gradient nanograined，GNG）材料这一概念[23]。 GNG 是指材料的晶粒尺寸由表面的纳米尺度逐渐增加至芯部的微米尺度。相比传统的均匀结构材料， GNG 材料具有优异的强塑性匹配，并且能够实现减摩耐磨[24-26]。CHEN 等[27-28]制备了 GNG Cu-Ag 合金，发现其摩擦因数在 3 万次摩擦周次以上依旧能稳定在 0.3 以下，比粗晶和纳米晶样品降低了一倍以上。研究认为，GNG 材料通过屈服强度的梯度分布可以在更厚的表层中容纳塑性应变，有效抑制摩擦过程中的表面粗糙化及脆性摩擦层的产生[29-31]。
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目前，有关 GNG 轴承钢的摩擦磨损行为，特别是高温摩擦磨损的行为研究较少。因此，本文通过表面机械滚压技术（Surface mechanical rolling treatment，SMRT）在 CSS-42L 轴承钢表面引入 GNG，研究表层 GNG 对 CSS-42L 轴承钢高温摩擦磨损性能的影响。结合磨痕表面形貌和亚表层结构演变，阐明 GNG CSS-42L 轴承钢的高温摩擦磨损机理。
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1 材料与方法
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1.1 原材料和样品制备
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所用 CSS-42L 轴承钢成分如表1 所示。在 1 095℃真空环境下对 CSS-42L 轴承钢作保温 15 min 和油冷淬火处理，然后在 495℃下退火 2 h，从而获得具有等轴组织的粗晶（Coarse-grained，CG） CSS-42L 样品。
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所用 GNG CSS-42L 轴承钢样品通过 SMRT 制备获得。SMRT 装置包括转动系统、进给系统、温度控制系统和滚动球形刀具，如图1 所示。通过三爪卡盘将棒材固定在转动系统上，使棒材发生高速转动，转速为 v1；通过进给系统将刀具压入高速转动的材料表面，并与材料作相对运动，使材料表层发生剧烈的高速剪切塑性变形，从而在材料表面引入 GNG，其中，相对运动速度为 v2，每次压入深度为 аp；每次压入相当于加工一道次，试样总加工道次为 N；球形刀头采用 WC-Co 硬质合金球，冷却液通过刀头夹具的冷却液槽可以防止刀头过热；在加工过程中通过温度控制系统对棒材进行加热，使其温度保持在适当的加工温度。试验中，粗晶样品直径为 20 mm，刀头直径 10 mm， v1=600 r / min，v2=6 mm / min，压入深度 аp=0.1 mm，总加工道次 N=5，温度为 400～600℃。加热温度可能会使棒材表面出现氧化，但表面氧化程度的大小及其对 CSS-42L 轴承钢在表面滚压处理过程中的结构演化的影响仍未可知，须要进一步研究。
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图1 SMRT 装置
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Fig.1 SMRT device
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1.2 力学及摩擦磨损性能测试
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利用 HMV-G 维式显微硬度仪对 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢样品的硬度进行测试，硬度测试条件为载荷 HV0.3（2.942 N），保载时间 10 s。
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利用 GF-Ⅰ型高温往复式摩擦磨损试验机对 CG CSS-42L和GNG CSS-42L轴承钢进行高温摩擦磨损试验。采用球-板接触方式，摩擦副为直径 6 mm 的 Al2O3 球，温度设置为 25、200、350 和 500℃，摩擦载荷为 10 N，滑动速度 4 mm / s，滑动行程 2 mm，摩擦时间 30 min。每个温度下的摩擦磨损试验均进行三次，以确保数据的可重复性。CG CSS-42L 轴承钢通过电火花线切割加工成 15 mm×10 mm×3 mm 的块体。通过 SiC 砂纸和金刚石研磨膏进行机械抛光，砂纸粒度依次为 150#、320#、800#、1200#、2000#，研磨膏粒度为 W3.5 和 W1。对于 GNG 棒状样品，通过电火花线切割获得底面为 17 mm×10 mm、圆弧面高 5 mm 的试样，通过机械抛光将原始的弧面磨成小平面，以保证最开始接触时仍然是球-板接触方式。摩擦试验时，根据传感器测得实时摩擦力（F）和载荷（P），系统通过 μ=F / P 关系自动获得摩擦因数（μ）曲线。磨损体积和磨损后的表面粗糙度由 SM-1000 共聚焦三维轮廓仪测得。测得磨损体积后，根据式（1）可求出试样的磨损率（W）：
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式中，V 为磨损体积（mm 3），P 为载荷（N），S 为滑动距离（m）。
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1.3 微观结构表征
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利用配备 X 射线能谱仪（Energy dispersive spectroscopy，EDS）的 Quanta250F 场发射扫描电子显微镜（Scanning electron microscope，SEM）表征轴承钢磨痕表面形貌和元素成分。利用聚焦离子束 （Focused ion beam，FIB）制备出摩擦前和不同温度摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢最表层位置的截面透射样品，然后通过 Tecnai 20 透射电子显微镜 （Transmission electron microscope，TEM）分析此表层在摩擦过程中的结构演变。
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2 结果与讨论
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2.1 GNG 轴承钢微观结构
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图2 是 GNG CSS-42L 轴承钢样品最表层纵截面微观结构的 TEM 明场像和晶粒尺寸统计。可以看到，GNG CSS-42L 轴承钢晶粒尺寸整体呈现梯度分布，即随着深度增加，晶粒尺寸逐渐增大。距 GNG CSS-42L 轴承钢表面 2 μm 范围内发生明显晶粒细化，形成了拉长的纳米晶，晶粒保持随机取向，其短轴方向上的平均晶粒尺寸约为 25 nm，如图2b、2c 所示。值得注意的是，GNG CSS-42L 轴承钢表层全部由马氏体相组成。随着深度增加，GNG CSS-42L 轴承钢的晶粒尺寸逐渐增加。在距表面 100 μm 处，层片组织的晶粒尺寸明显增大，可达到 500 nm 以上。
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CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢硬度随深度变化曲线如图3 所示。CG CSS-42L 轴承钢的硬度为 494±10 HV，GNG CSS-42L 轴承钢最表层的硬度为 635 HV，并且随着深度增加逐渐降低。当深度达到约 350 μm 时，其硬度降低到与 CG CSS-42L 轴承钢一致。由此可知，梯度变形层厚度约为 350 μm。
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图2 GNG CSS-42L 轴承钢初始结构纵截面的 TEM 明场像和晶粒尺寸统计
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Fig.2 Cross-sectional TEM bright-field images of the original structure of GNG CSS-42L bearing steel and corresponding grain size distribution
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图3 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢硬度随深度变化情况
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Fig.3 Micro-hardness along depth from the treated surface of the CG CSS-42L and GNG CSS-42L bearing steel
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2.2 摩擦磨损性能
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25～500℃温度下轴承钢摩擦因数曲线随滑动时间变化如图4 所示。在室温（25℃）下，CG CSS-42L 轴承钢稳态摩擦因数高达 0.64，而 GNG CSS-42L 轴承钢摩擦初期摩擦因数仅为 0.180，摩擦因数在 23 min 后逐渐增加至 CG CSS-42L 轴承钢水平。随着温度升高至 200℃，CG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数有所降低，而 GNG CSS-42L 轴承钢依旧保持超低摩擦因数，约为 0.188。当温度升高至350℃时，CG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数继续降低至 0.5，而 GNG CSS-42L 轴承钢呈现出两个摩擦阶段：前 10 min 的摩擦因数缓慢上升阶段和后 20 min 的稳态阶段，稳态阶段的摩擦因数为 0.43，相较于 CG CSS-42L 轴承钢降低了 14%。当温度进一步升高至 500℃（图4d），CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数分别是 0.43 和 0.45。可以发现，CG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数随着温度的增加而单调降低，GNG CSS-42L 轴承钢在室温 （25℃）和 200℃时具备超低摩擦因数，在 350℃ 下摩擦因数开始升高，500℃时的摩擦因数与 CG CSS-42L 轴承钢相当。
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图4 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的高温摩擦因数曲线
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Fig.4 Friction factor curves for the CG CSS-42L and GNG CSS-42L bearing steel at elevated temperatures
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图5 为 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢在不同温度下摩擦后的磨损率和磨痕处表面粗糙度。可以看到，随着温度升高，CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的磨损率均表现出先增加后降低的趋势。其中，GNG CSS-42L 轴承钢在 25 和 200℃ 下的磨损率分别低至 3.8 × 10−6 和 3.99 × 10−6 mm 3 /（N·m），展现出良好的耐磨性。当温度升高至 350℃时，尽管 GNG CSS-42L 轴承钢的磨损率急剧增大至 1.96×10−5 mm 3 /（N·m），但相较 CG CSS-42L 依旧降低了约 43%。当温度提升到 500℃时，两种样品的磨损率几乎一致。图5b 是 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢在不同温度下摩擦后磨痕处的表面粗糙度变化情况。可以看出， CG CSS-42L 轴承钢的表面粗糙度随着温度增加而先增大后下降，而 GNG CSS-42L 轴承钢在 25～350℃范围内保持较低的表面粗糙度，在 500℃时表面粗糙度明显提升，且与 CG CSS-42L 轴承钢趋于一致。这与磨损率和摩擦因数的变化情况相一致，表明材料的摩擦磨损机制发生了转变。
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图5 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢在不同温度下摩擦后的磨损率和磨痕处表面粗糙度
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Fig.5 Wear rates and surface roughness of CG CSS-42L and GNG CSS-42L bearing steel after friction tests at different temperatures
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2.3 磨痕表面形貌
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图6 是 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢在不同温度下摩擦后的磨痕形貌和氧元素的 EDS 面扫结果。表2 是对 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢在不同温度摩擦后的磨痕表面氧化层占比的统计结果。可以发现，室温（25℃）摩擦后 CG CSS-42L 轴承钢表面出现了粘着磨损现象，表面氧化程度较低，氧化层占比约 8.7%（表2）。随着温度增加至 500℃，CG CSS-42L 轴承钢磨痕表面氧化层占比逐渐增长至 92.1%。此外，200～500℃摩擦后的磨痕表面可以观察到大量破碎的氧化层和磨屑，表明该温度下摩擦诱导形成的氧化层在后续摩擦过程中会发生剥落，从而增加表面粗糙度。对于 GNG CSS-42L 轴承钢，室温（25℃）和 200℃摩擦后磨痕表面只有磨粒磨损产生的细小犁沟，没有明显的凹坑和材料剥落。图6g 表明 GNG CSS-42L 轴承钢在 350℃摩擦后磨痕表面出现少许块状磨屑，其他形貌特征与室温（25℃）和 200℃结果类似。由表2 可以看出，GNG CSS-42L 轴承钢在 25～350℃范围内磨痕氧化层占比始终低于 15%，表现出良好的抗摩擦氧化能力。在 500℃下摩擦后， GNG CSS-42L 轴承钢磨痕表面形貌与 CG CSS-42L 轴承钢几乎一致，完全被氧化层覆盖，并出现了少许微裂纹。氧化层代替梯度层与摩擦副发生直接接触，导致 GNG CSS-42L 轴承钢表层的减摩耐磨作用减小甚至丧失，从而表现出与 CG CSS-42L 轴承钢一致的摩擦磨损性能。
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图6 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的磨痕形貌和氧元素的 EDS 面扫结果
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Fig.6 Surface morphology of the wear scars and corresponding EDS mapping of oxygen forthe CG CSS-42L and GNG CSS-42L bearing steel
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2.4 磨痕亚表层结构演化
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图7 是 GNG CSS-42L 轴承钢在室温（25℃） 摩擦 30 min 后磨痕亚表层结构的 TEM 图像。结果表明，摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢表层的初始纳米晶结构依旧存在，甚至纳米晶层的厚度比摩擦前更大。纳米晶层由最表层厚度约为 300 nm 的等轴晶区和厚度为 2 μm 的拉长晶粒区域组成，拉长晶粒的短轴尺寸约为 50 nm。图7b 的衍射花样（Selected area diffraction pattern，SAED）显示，最表层纳米晶区为马氏体相，未检测出其他相。这表明在室温 （25℃）摩擦条件下 GNG CSS-42L 轴承钢表面未发生明显氧化，这与图6e 结果一致。随着深度增加，晶粒尺寸逐渐增大至微米级，如图7c 所示。与图2 中初始状态的亚表面结构对比可以发现，GNG CSS-42L 轴承钢在室温（25℃）摩擦前后亚表面结构几乎一致，表层梯度纳米结构始终稳定存在，可以极大提高材料的耐磨性。
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图7 室温（25℃）摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢磨痕截面的 TEM 明场像
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Fig.7 Cross-sectional TEM images of the subsurface layer in the GNG CSS-42L bearing steel worn at room temperature (25℃)
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图8 是 GNG CSS-42L 轴承钢在 200℃摩擦 30 min 后磨痕亚表层结构的 TEM 表征结果。结果表明，200℃摩擦后样品表层发生动态再结晶，原始结构中的拉长晶粒消失，形成厚度约为 1.5 μm 的等轴纳米晶层，平均晶粒尺寸为 30 nm。随着距表面深度增加，等轴晶粒尺寸逐渐增大。图8b中SAED 表明表层纳米晶为马氏体，图8c 中可以观察到在距表面 5 μm 处晶粒尺寸增大到 200～300 nm，且存在高密度位错缠结。
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图8 200℃摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢磨痕截面的 TEM 明场像
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Fig.8 Cross-sectional TEM images of the subsurface layer in the GNG CSS-42L bearing steel worn at 200℃
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GNG CSS-42L 轴承钢在 350℃摩擦 30 min 后磨痕亚表层结构如图9 所示。磨痕最表层为厚度约 330 nm 的氧化层，其由超细尺度等轴纳米晶组成 （图9c）。氧化层厚度均匀，没有出现微裂纹，表明氧化层在摩擦过程中与基体结合良好，不会发生剥落。在氧化区下方可观察到厚度约 2 μm 的拉长纳米晶区，其厚度与初始态 GNG CSS-42L 轴承钢的梯度纳米晶层厚度一致，表明在 350℃摩擦过程中 GNG CSS-42L 轴承钢的表层梯度纳米结构可以稳定存在。随着深度逐渐增加，晶粒尺寸也逐渐增大，如图9d～9e 所示。选区电子衍射显示，纳米晶区皆为马氏体相，而随着深度的增加，奥氏体相开始出现（图9h）。考虑到初始态 CG CSS-42L 包含马氏体和残余奥氏体相，由此推测，CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢分别在 SMRT 和摩擦过程中发生了形变诱导的马氏体相变，导致表层变形区内的残余奥氏体全部转变为了马氏体。
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图10 是 GNG CSS-42L 轴承钢在 500℃摩擦 30 min 后磨痕亚表层结构的 TEM 表征结果。可以看到，磨痕最表层形成厚度约为 3 μm 的摩擦层，由图10b、10c 中的 EDS 结果可知，摩擦层中氧元素含量很高，而基体氧元素含量较低，这与图6h 中的扫描表征结果一致。此外，在氧化层中可以观察到明显的贯穿裂纹，在磨擦诱导拉应力作用下，这些裂纹进一步扩展将造成氧化层剥落，从而导致材料磨损加剧。由图11 可知，表面氧化层由超细尺度的等轴纳米晶组成，纳米晶平均晶粒尺寸约为 10 nm。图11c 是氧化层与基体界面处的放大观察，可以发现在氧化层下方是纳米级拉长晶粒，全部为马氏体组织，这与 GNG CSS-42L 轴承钢在 350℃摩擦后的截面微观结构几乎一致。
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图9 350℃摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢磨痕截面的 TEM 明场像
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Fig.9 Cross-sectional TEM images of the subsurface layer in the GNG CSS-42L bearing steel worn at 350℃
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图10 500℃摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢磨痕截面的 TEM 明场像
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Fig.10 Cross-sectional TEM images of the subsurface layer in the GNG CSS-42L bearing steel worn at 500℃
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图11 500℃摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢磨痕表层的氧化层和基体的 TEM 明场像
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Fig.11 Cross-sectional TEM images of the oxide layer and matrix in the GNG CSS-42L bearing steel worn at 500℃
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2.5 摩擦磨损机制分析
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在室温（25℃）至 350℃阶段，相较于 CG CSS-42L 轴承钢，GNG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数和磨损率均有明显降低。而在 500℃下，CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的摩擦磨损性能趋于一致。这与摩擦机制随温度升高由磨粒磨损向氧化磨损的转变息息相关。根据摩擦力的组成不同，摩擦因数μ 可表达为：
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式中，μA为粘着分量，μP为犁削分量，μT为第三体颗粒分量。
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由图6 和表2 可知，CG CSS-42L 轴承钢表面在摩擦过程中发生氧化，且温度越高，氧化层占比越高，磨痕表面犁沟开始明显减少，表明摩擦因数的犁削分量开始降低，导致摩擦因数随温度升高而降低。但摩擦过程中氧化层的剥落导致 CG CSS-42L轴承钢表面粗糙度和磨损率增大。对于 GNG CSS-42L 轴承钢，由于梯度纳米层自身优异的强塑性匹配和应变协调能力，其在摩擦过程中始终具有较低的表面粗糙度；且高硬度的 GNG CSS-42L 轴承钢表面在摩擦过程中的塑性变形较小，因此相应摩擦因数的犁削分量也较小，上述两个因素叠加导致 GNG CSS-42L 轴承钢在室温（25℃）和 200℃ 条件下具有超低的摩擦因数。350℃时由于磨痕处发生一定的氧化，氧化层剥落产生的磨屑导致 μT增加，摩擦因数有所上升，但依旧低于 CG CSS-42L 轴承钢。值得注意的是，GNG CSS-42L 轴承钢在 25～350℃摩擦过程中的磨痕截面始终保持梯度纳米结构，如图12 所示。尽管 GNG CSS-42L 轴承钢在 200 和 350℃摩擦时表层分别形成了等轴纳米晶和氧化层，但晶粒尺寸依旧沿着深度方向逐渐增大，即表层梯度纳米结构在 25～350℃摩擦过程中表现出优异的结构稳定性，抑制了脆性摩擦层和磨屑的产生，可以有效降低磨损率[23]，如图13 所示。
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图12 不同温度摩擦后 GNG CSS-42L 轴承钢晶粒尺寸随深度的变化曲线
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Fig.12 Grain sizes along depth from the treated surface of GNG CSS-42L bearing steel worn at different temperatures
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图13 GNG CSS-42L 轴承钢在不同温度下的摩擦磨损机制
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Fig.13 Wear mechanisms of GNG CSS-42L bearing steel at varied temperatures
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当温度提升至 500℃时，可以看到 CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数、磨损率和表面粗糙度开始趋于一致，表明梯度纳米结构不再起到减摩耐磨作用。500℃摩擦后 CGCSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢磨痕表面被氧化层完全覆盖，表层梯度纳米结构消失，此时氧化层与摩擦副直接接触，氧化磨损机制占据主导地位（图12、13）。磨痕截面 TEM 结果显示，500℃下氧化层会产生大量微裂纹，从基体表面剥落并形成磨屑，磨痕表面粗糙度显著增加，摩擦因数和磨损率显著上升[32-33]。
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3 结论
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通过表面机械滚压技术（SMRT）制备出 GNG CSS-42L 轴承钢，系统研究了室温（25℃）至 500℃ 条件下 GNG CSS-42L 轴承钢的高温摩擦磨损性能，结合磨痕形貌和亚表层结构演化表征，澄清了其高温摩擦磨损机理，主要结论如下：
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（1）通过 SMRT 在 CSS-42L 轴承钢表面成功制备梯度纳米结构，最表层的平均晶粒尺寸约为 25 nm，并随着距表面的深度增大而逐渐增加。
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（2）相比于 CG CSS-42L 轴承钢，GNG CSS-42L 轴承钢在室温（25℃）至 350℃温度范围内的耐磨性明显提升。其中，200℃下摩擦因数和磨损率分别低至 0.188 和 3.99×10−6 mm 3 /（N·m）。随着温度升高至 500℃，CG CSS-42L 和 GNG CSS-42L 轴承钢的摩擦磨损性能趋于一致。
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（3）随着温度由室温（25℃）增加至 500℃， GNG CSS-42L 轴承钢的表面磨损机制由磨粒磨损逐渐转变为氧化磨损。表层梯度纳米结构在室温 （25℃）至 350℃温度范围内保持结构稳定，自身优异的强塑性匹配和应变协调能力抑制了表面粗糙化和磨屑的产生，最终实现减摩耐磨。而 500℃摩擦时，GNG CSS-42L 轴承钢表层形成了厚 3 μm 的脆性纳米晶氧化层，加剧了材料的磨损。
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摘要
高温轴承作为航空发动机和高铁转向架等重大机械装备的核心支承构件，其表面高温磨损失效成为制约高温轴承可靠性和耐久性的关键瓶颈问题。因此，实现高温轴承表面减摩耐磨对于国民经济和国防安全具有重要的战略意义。采用表面机械滚压技术在 CSS-42L 轴承钢表面构筑梯度纳米结构（GNG），通过结构表征、高温摩擦磨损测试、磨痕形貌和亚表层结构演化分析研究 GNG CSS-42L 轴承钢的高温摩擦磨损行为。研究发现，轴承钢最表层的平均晶粒尺寸约为 25 nm，并随深度增加而逐渐增大。对 GNG CSS-42L 轴承钢进行室温（25 ℃）至 500 ℃范围内的高温摩擦试验，并与粗晶（CG）CSS-42L 轴承钢的摩擦磨损性能相比较。结果表明，在室温 25 ℃至 350 ℃范围内，相比于 CG CSS-42L 轴承钢，GNG CSS-42L 轴承钢的摩擦因数和磨损率同时降低，而 500 ℃下两种材料的摩擦磨损性能几乎一致。通过对两种材料磨痕表面形貌和亚表层结构分析发现，GNG CSS-42L 轴承钢的高耐磨性归功于梯度纳米层的高硬度和良好的应变协调能力可以有效抑制应变局域化。 500 ℃时，GNG CSS-42L 轴承钢磨痕表面发生明显氧化，氧化层的剥落导致材料磨损加剧。研究结果可以为高温轴承表面延寿提供新的研究思路和试验依据。
Abstract
Bearings, as the core components of mechanical equipment, reduce friction and ensure rotational accuracy. Bearing steels, which are critical materials for the realization of advanced bearings, must have a long service life and high reliability. With the rapid development of the aerospace and military fields, the local temperature of bearings in aircraft engines, high-speed-train bogies, and rapid-fire weapon systems can reach 350 ℃ or higher. This exceeds the upper temperature limit of conventional bearing steels such as GCr15 and M50NiL. Thus, third-generation bearing steel, exemplified by CSS-42L high-alloy steel, which exhibits excellent corrosion resistance and fracture toughness, has been developed in recent years. It is known that friction and wear damage on the surface of bearing steel under rolling contact are the main factors causing failure of bearing components at elevated temperatures.Researchers found that gradient nanograined (GNG) materials can effectively reduce friction and wear damage by preventing surface roughening and the formation of brittle tribo-layers. However, there is limited research on the tribological behavior of GNG CSS-42L bearing steel at elevated temperatures. In this study, GNG CSS-42L bearing steel was fabricated using surface mechanical rolling treatment. The effect of the gradient nanostructure on the tribological properties of CSS-42L bearing steel was investigated. By also analyzing wear morphology and subsurface microstructure evolution, the corresponding friction and wear mechanisms were clarified. The average grain size of the topmost layer of the GNG CSS-42L bearing steel was 25 nm, which gradually increased with the depth from the surface. The grain size at a depth of 100 μm reached 500 nm or more. Notably, the entire GNG layer exhibited a martensitic structure. High-temperature friction tests within the temperature range of 25-500 ℃ were conducted on the coarse-grained (CG) and GNG CSS-42L bearing steels. The factor of friction of CG CSS-42L decreased from 0.64 to 0.43 as the temperature increased to 500 ℃, and the wear rate initially increased to 3.5×10−5 mm3 / (N·m) at 350 ℃ and then decreased to 6×10−6 mm3 / (N·m) at 500 ℃. Compared to CG bearing steel, the factor of friction of GNG CSS-42L bearing steel was lower than 0.2 at 25 and 200 ℃, then increased to 0.45 at 500 ℃. The wear rates of GNG CSS-42L at 25 and 200 ℃ were 3.8×10−6 and 3.66×10−5 mm3 / (N·m), respectively, much lower than those of CG CSS-42L bearing steel. As the temperature increased to 500 ℃, the wear rates of both CG CSS-42L and GNG CSS-42L bearing steels tended to be comparable. The surface morphology of wear scars showed that the proportion of the oxidation layer in the wear scars increased with the wear temperature. This indicates a transition in the wear mechanism of the GNG CSS-42L bearing steel from abrasive wear to oxidation wear as the temperature increased from 25 to 500 ℃. Subsurface microstructure evolution results demonstrated that the original surface gradient structure remained stable within the range of 25-350 ℃. It is believed that the excellent synergy of strength and ductility, along with the strain accommodation in the GNG layer, suppresses surface roughening and the formation of wear debris, leading to enhanced wear resistance. At 500 ℃, the original gradient structure was fully replaced by a nanograined oxidation layer with a thickness of 3 μm during the wear process. Under friction pair contact, microcracks nucleated and propagated in the oxidation layer, causing the spalling of oxidation debris and increased surface roughness. Thus, the factor of friction and wear rate sharply increased at 500 ℃. These results provide an experimental basis and theoretical foundation for prolonging the service life of bearing components at elevated temperatures.
关键词
梯度纳米结构 ； CSS-42L 轴承钢 ； 高温摩擦 ； 氧化层 ； 微观结构演化
