主轴承被誉为航空发动机的关节，是航空发动机的核心部件。主轴承的服役条件苛刻，需要在高温(≤ 350 ℃)、高速(≥ 10⁶ mm·r/min)、重载(接触应力≥ 1.5 GPa，短时甚至超过4.0 GPa)条件下服役。M50高碳高合金钢具有优异的耐高温性能、硬度、耐磨性和抗疲劳特性，是目前应用最广泛的航发轴承钢^[1]。从材料角度出发，通常认为钢中的夹杂物或者粗大碳化物的硬度比马氏体基体高，在滚动接触载荷下易成为疲劳裂纹源。随着双真空冶炼装备和工艺的不断发展，M50钢中的夹杂物得到了有效去除、细化和性质改良，使其不再成为主要的疲劳裂纹源^[2]。因此，近些年更多研究人员和工程师们主要关注M50钢中共晶碳化物的产生、演化和控制。通过稀土处理^[3~6]、锭型优化设计^[7]、位错工程^[8]、热力耦合效应^[9,10]协同控制，目前已经能够将M50钢共晶碳化物的等效直径控制在低于10 μm的水平，有效降低了共晶碳化物成为疲劳裂纹源的风险^[11]。

随着M50钢洁净化、均质化、细晶化的逐步实现，轴承的疲劳寿命得到了显著提升。即便如此，仍然面临新的挑战，即基体组织中一些微观结构会在轴承的疲劳加载过程中成为新的裂纹源^[12]。因此，如何精细调控纳米级碳化物析出成为不可忽视的难点问题。深冷处理被广泛应用于工具钢、模具钢、刀具钢等高合金钢的生产制备过程中^[13~16]，并可通过调节升降温速率^[17,18]、深冷时间^[19,20]和深冷温度^[21,22]达到稳定组织和改善性能的目的。通常认为，深冷处理的作用主要体现在三个方面。第一，深冷处理能促进淬火后残余奥氏体向马氏体转变，提高材料的强度和硬度以及工件在服役过程中的尺寸稳定性。第二，深冷处理促进回火过程中细小碳化物的析出。低温处理过程中的马氏体转变和热收缩效应导致材料内部发生晶格收缩，增强过饱和C原子从基体中析出的驱动力，使其偏聚在晶体缺陷处(位错、晶界、相界、孪晶界等)，形成原子团簇。这些原子团簇在后续回火过程中进一步转变为细小碳化物，有助于提高材料强度、抗疲劳性能和耐磨性。第三，深冷处理能够细化马氏体组织。在低温处理过程中，由于组织转变和热收缩等产生的内应力使原本粗大的马氏体板条和孪晶等亚结构更加细化。

在广泛使用的高碳铬AISI 52100轴承钢(第一代航空轴承钢)中，深冷处理通过相变强化和沉淀强化，可以显著提高其硬度、耐磨性、尺寸稳定性和使用寿命^[23,24]。然而，就高温下使用的M50钢而言，深冷处理对微观结构特别是纳米级碳化物的影响规律和机制尚未见报道。在过去的几十年里，在制造具有超高滚动接触疲劳寿命和超高可靠性的航空发动机轴承方面，M50钢深冷处理的次序问题(例如深冷处理在回火处理之前还是之后进行)一直困扰着科研人员和工程师。直到现在，不同的轴承企业在深冷次序的选择上仍然存在观点差异，深冷工艺尚未被固化。

通过前期的系统研究^[25]发现，相对于回火后深冷处理，淬火后深冷处理对于精细孪晶、纳米级碳化物的析出具有有益影响，使得M50钢滚动接触疲劳寿命显著增加。但仍然存在两个问题需要澄清，一方面，由于M50钢中的C和合金元素含量较高，在深冷和回火热处理过程中，会发生明显的纳米级碳化物析出行为。这些固态析出的碳化物尺寸往往仅几纳米，传统方法中为了识别这些纳米级析出相的类型、尺寸、数量等，需要用到高分辨透射成像技术，但由于透射样品尺寸小、观察局域有限，无法全面反映析出相的整体信息。另一方面，对于轴承套圈而言，除了需要考虑深冷处理对析出相和基体组织的影响外，其对残余应力的影响也是不可忽视的重要问题。有些企业之所以规避淬火后直接深冷处理，最大的顾忌就在于担心残余应力过大导致的变形、开裂，以及服役过程中残余应力演化导致的宏观变形。

因此，本工作借助中国散裂中子源(CSNS)大科学装置，发挥小角中子散射(SANS)谱仪在纳米级析出相表征方面的独特优势，结合通用粉末衍射(GPPD)谱仪在残余应力检测方面的穿透深度大的优势，重点围绕淬火后深冷处理对M50航空轴承钢的纳米析出相以及残余应力在加工、服役过程中演化行为的影响，开展SANS、GPPD的实验表征研究，并与高分辨球差透射电镜、轮廓法残余应力测量等结果进行对比分析，系统揭示深冷处理使M50航发轴承钢滚动接触疲劳寿命提升的内在机理和原因，为长寿命、高可靠航发轴承的自主可控制造和安全服役提供理论支撑。

实验所用M50钢的主要化学成分(质量分数，%)为Fe-0.8C-4.0Cr-4.0Mo-1.0V，经真空感应和真空自耗冶炼制备成钢锭后，轧制成棒材，沿轧制方向取热处理样品。首先将直径为90 mm的棒材加热至850 ℃，保温4 h进行球化处理，然后冷却至740 ℃，保温6 h，最后随炉冷却至室温。为了研究优选的淬火-深冷-回火处理工艺^[25]对纳米级碳化物演化规律的影响，对球化后的样品在1080 ℃进行奥氏体化处理0.5 h，之后在N₂中淬火。淬火后的样品冷却至室温后，在深冷炉中冷却至-70 ℃，保持2 h，最后在540 ℃回火3 h。

选取深冷和回火之后的样品进行小角中子散射实验，样品尺寸为直径10 mm、厚1 mm。利用CSNS的SANS谱仪^[26]，入射中子波长为0.10~0.98 nm，样品到探测器的距离为4 m，中子束斑直径为6 mm。探测器阵列为1 m × 1 m的正方形，由120根直径为8 mm的He-3线性气体管组成，其散射矢量值(Q)范围为0.05~7 nm^-1。每个样品的数据采集时间为120 min，并通过单独的通道过滤掉来自样品和仪器的背景信号。为了获得传输和探测器效率，中子数据被归一化并校正处理，并设置为绝对单位。

为表征碳化物的精细结构和成分，使用LD Helios G5 UX聚焦离子束(FIB)工作站制备透射电镜(TEM)样品，利用F200X TEM观察不同纳米碳化物形貌。为了表征纳米级碳化物的结构和成分，使用具有冷场发射枪的JEM ARM 200F像差校正扫描透射电子显微镜(STEM)对细小碳化物进行进一步精细表征，加速电压为200 kV，X射线能量色散谱和原子级能谱(EDS)面分布成像使用的是JEOL JED2300 探测器，获取高角环形暗场(HAADF)像使用的电子束的会聚半角和收集半角分别为20.6和54~220 mrad。

应力测试在CSNS的GPPD谱仪上完成。通过V形卡槽将M50轴承套圈安装在特殊工装上，之后固定至GPPD谱仪样品台上。在样品台上设置两个定位点以便于使用计算机经纬仪将样品测试位置与衍射中心初步对齐。GPPD谱仪是一台飞行时间(TOF)衍射仪，入射波长为0.48 nm^[27]。入射光束通过四刀光阑非色散椭圆聚焦镜(Kirkpatrick-Baez focusing mirror，K-B镜)将光线聚焦为圆形光斑，光斑直径为2 mm。测量衍射信号的两个探测器面板位于距入射光束±90°的位置。每个探测器均由径向准直器聚焦，以接收来自沿束流方向的中子。样品摆放与中子入射光线成45°角，位于两侧的两个探测器上可得到试样不同方向的衍射信息，通过中子扫边的方法精确定位测试试样的位置。通过测试轴承套圈的顶点位置(测试点1)可以测得该位置的切向(TD)与轴向(LD)的衍射信息，通过旋转样品至中点位置(测试点2)可以测得样品的法向(ND)与LD的衍射信息，如图1所示。利用以上衍射信息可计算相应位置的晶格应变，通过晶格应变进一步计算残余应力，从而得到轴承套圈上三个方向的残余应力，通过调整测试位置可以分析轴承套圈不同位置残余应力分布情况。由于测试轴承试样的空间结构特征，在测试试样的TD和LD应变时，中子在试样中的行走路径更长，为了保证其具有良好的测试信号，该方向上的测试时间为180 min；在测试试样的ND和LD应变时，中子行走的路径更短，测试时间为90 min时即可得到良好的测试信号。

对衍射谱中的(211)晶面进行单峰拟合，得到各个位置的晶面间距(d)。利用电火花切割机将轴承套圈生产过程中的留样材料进行切割，得到尺寸为4 mm × 4 mm × 4 mm的方块试样，测试样品中心衍射信息作为零应力参考样品的晶面间距(d₀)。各个位置的晶格应变(ε)可以通过以下公式得出^[27]：

进一步可以利用Hooke定律计算不同位置的残余应力。对于各向同性的材料，可以依照以下公式计算测量点三个方向的残余应力(σ_xx 、σ_yy 和σ_zz ) ^[27]：

式中，E和ν分别为弹性模量和Poisson比，数值分别为190 GPa和0.27^[28]；ε_xx 、ε_yy 和ε_zz 分别为三个方向的晶格应变。利用中子衍射测试了加工完未服役的出厂状态、台架测试1200 h、台架测试2000 h轴承套圈以及进口轴承服役700 h后失效套圈的残余应力，以分析轴承套圈在服役过程中残余应力的演变形式并对比进口轴承与国产轴承残余应力的状态差别。

采用轮廓法测量残余应力并与中子衍射测得的残余应力进行对比，以确认中子衍射测试残余应力的准确性，其具体步骤为：轴承套圈切割、应变记录、应力有限元计算。本工作中对轴承进行三次切割：首先在0°位置进行第一次切割，用来释放一部分残余应力并通过应变片记录应力变化；其次在180°位置进行第二次切割，作为轮廓测量面；最后在接近第二次切割的位置进行第三次切割得到薄片样品，可以假定该样品的内部残余应力得到了充分释放，近似认为该样品无残余应力，因此可以用来作为标定样品验证切割本身带来的轮廓误差。最终的应力轮廓图通过有限元建模的方式转换成应力分布。轮廓法测量的空间分辨率为25 μm，残余应力误差为±20 MPa。

图2为深冷和回火处理后M50轴承钢样品的二维SANS图谱。可以看出，两种状态样品的SANS信号均近似为圆形分布，表明材料中的碳化物没有明显的取向性，即纳米级析出相在三维空间呈现随机分布特征。

在SANS实验测量数据基础上，进一步对实验数据进行拟合和解析处理。分别采用归一化模型和多分散球模型进行了实验数据的双阶曲线拟合，以获取纳米级碳化物的形态和尺寸信息，结果如图3所示。可以看出，解析解与实验结果高度吻合，证明了所选取的归一化模型和多分散球模型的合理性和参数的准确性。另外还可以看出，曲线左上部分的斜率超过了4，这是由于磁散射导致的；曲线斜率发生了突变，说明两种样品中的纳米级碳化物均主要存在两种典型形态。图4为深冷处理的M50钢中纳米级碳化物的TEM明场像、高分辨TEM (HRTEM)像及选区电子衍射(SAED)花样。可以看出，深冷处理M50钢中的纳米级碳化物主要呈椭球状和杆状。这与图3中曲线斜率发生突变的结果相吻合。

在SANS和TEM表征结果的自洽性基础上，继续对深冷和回火处理后纳米级碳化物进行定量分析。结果显示，深冷和回火处理样品中椭球状碳化物的回转半径分别为27.4和30.8 nm，表明回火处理后，椭球状碳化物没有明显长大。对于杆状碳化物，经过回火处理后，其长轴尺寸由深冷处理样品的70.6 nm降到了42.6 nm，短轴尺寸变化不大，均约为15 nm，证明回火后杆状纳米级碳化物整体尺寸变小。由于回火过程中主要发生纳米级碳化物的析出，一种较大的可能是回火过程促进了细小杆状碳化物的产生，从而在SANS实验中表现为杆状碳化物平均尺寸变小。

淬火后的深冷处理促进了残余奥氏体转变为具有孪晶结构的马氏体^[25]，残余奥氏体相变以及孪晶马氏体的形成导致了纳米级碳化物在随后的回火过程中呈现出不同的析出行为。这是由C原子团簇效应和局部塑性变形效应共同造成的^[25]。一方面，就形成C原子团簇的驱动力而言，由于奥氏体与马氏体的膨胀系数不同，在淬火过程中马氏体基体承受高内应力，而深冷处理过程中发生的残余奥氏体转变以及相之间不同的热收缩能力进一步增强了内应力。在高的内应力下，马氏体基体收缩，马氏体中过饱和的C原子倾向于被挤出，迁移到相邻的晶格缺陷(如位错和孪晶边界)，从而在深冷处理过程中形成C原子团簇并析出更多的碳化物。另一方面，在深冷处理过程中，奥氏体-马氏体相变和新旧组织之间的体积差异引起的局部塑性变形也有利于诱导更多的碳化物析出。塑性变形的一个重要结果是移动位错可以捕获极低深冷温度下基本不动的C原子。还应该注意到，在低温下残余奥氏体-马氏体转变伴随着孪晶亚结构和位错的增多，其也可以作为团簇的优先成核位点。这些团簇可以作为新的碳化物形核点，或者在随后的回火过程中直接作为碳化物形核核心。

进一步根据SANS实验数据统计了深冷和回火处理M50钢样品中不同尺寸纳米级碳化物的体积分数，结果如图5所示。可以看出，深冷处理后，大多数碳化物的等效尺寸处于20~400 nm之间，尺寸分布范围较大。经过回火处理，大多数碳化物尺寸降低到3~100 nm之间，而且碳化物尺寸存在减小趋势。此外，回火处理样品中的碳化物尺寸分布较为集中、跨度明显变窄。回火处理样品中碳化物体积分数最大值相比于深冷处理样品成倍增加，从0.0009%提高至0.0017%，体积分数最大的碳化物尺寸从75 nm降低到15 nm。上述关于碳化物体积分数极大值、尺寸区间跨度、平均尺寸等定量数据的对比表明，经过深冷+回火处理后，M50钢中存在大量更细的纳米级碳化物析出的现象，这与前文中纳米级碳化物的定性对比分析结果相吻合。

值得一提的是，将SANS结果与TEM表征相结合，除了相互印证得到更加全面的碳化物信息外，还可以结合具有更高分辨率的像差校正STEM观察结果，以获取纳米级碳化物的演化过程。一个有趣的现象是，在回火态样品中，通过像差校正STEM高分辨表征，发现了二维片层状、尺寸极为细小的碳化物，如图6所示。从图6a可以看出，片层仅有几个原子厚，碳化物类型为MC，富集C、V、Mo和Cr元素，具有fcc结构。这可以认为是椭球状、杆状等几何各向异性碳化物的前驱体形态。相比于常见的球形或者近球形碳化物，虽然片层状不是表面能最小的稳定几何形态，但这一结果表明，碳化物的真实拓扑结构影响因素繁杂，除了与表面能相关外，局部的元素分布、残余应力状态均会对初始碳化物形状产生影响。这与原子级分辨率下的EDS表征结果(图6b~f)和SANS观察(图2)以及拟合模型(图3)也是符合的。本工作为更小尺度(约为1 nm)纳米级碳化物的发现提供了直接证据，也为最终形态碳化物的动力学长大过程以及原子级控制提供了新的角度和启示。

通过上述SANS、TEM以及STEM的实验结果可知，回火过程中纳米级碳化物的大量析出导致轴承钢形成二次硬化效应，而淬火后的深冷处理极大促进了这一过程的发生，更多、更小尺寸的纳米级碳化物可使M50轴承钢具有更高的强度、疲劳强度和硬度，从而提高轴承的滚动接触疲劳寿命和耐摩擦磨损能力。

在轴承生产过程中，热处理工艺对于其套圈中的残余应力具有重要的影响。一些生产商担心M50轴承套圈淬火后直接深冷处理，会导致残余应力过大产生变形甚至开裂问题，从而不敢对轴承进行深冷处理。为分析淬火后直接深冷处理对轴承套圈残余应力的影响，对比了未服役轴承精研与精磨状态下的残余应力状态，其中精研状态为轴承加工的最终状态，精磨状态为过程状态，测量结果如图7a所示。可以看出，精研和精磨状态下M50轴承套圈中残余应力基本相同，TD与ND平均残余应力均在-50~0 MPa之间，呈现微小的压应力，而LD平均残余应力达到了113 MPa，为拉应力。M50钢的屈服强度约为2.0 GPa^[29]，因此理论上100 MPa左右的残余应力不会对材料造成明显的影响。这表明通过合理设计热处理工艺，在淬火后直接进行深冷而后再进行回火处理可以有效地将M50轴承套圈中的残余应力控制在较低水平。其对应的晶格应变结果如图7b所示，其中精磨和精研状态下轴承套圈在三个方向的晶格应变也基本相同，TD和ND的晶格应变为负应变，在(-0.1~-0.4) × 10^-3之间，而LD的晶格应变为正，在(0.6~0.7) × 10^-3之间。

为了验证中子衍射法对M50航发轴承套圈残余应力测试的准确性，利用轮廓法对航发轴承套圈进行了残余应力的测试，结果如图8所示。利用轮廓法测试时，纵剖了航发轴承，所测试的残余应力为切向残余应力。从图8可以看出，航发轴承残余应力相对稳定，其应力分布在-40~40 MPa之间。沿着线1和2方向，轴承表面的残余应力都是拉应力，随着深度增加拉应力减小、压应力增加，到深度约为1 mm时压应力达到最大值，随着深度继续增加压应力减小。当深度达到约2 mm时残余应力为0 MPa，这与中子衍射测试的结果基本吻合。随着深度继续增加，残余应力变为拉应力，并且持续增加，至深度约为4 mm时达到顶峰后开始下降。通过轮廓法测得了更加全面的应力场信息，并且验证了中子衍射方法对于残余应力测试的准确性。另外从测试结果还可以看出，沿各测试方向上残余应力的变化幅度较小，表明合理深冷处理后的轴承套圈的残余应力分布较为均匀。

未服役、短时服役、长时服役以及进口M50轴承套圈的残余应力和晶格应变测试结果如图9所示。从图9a可以看出，与出厂轴承套圈相比，经过1200 h短时服役的轴承套圈样品TD残余压应力略微减小，ND残余压应力略增加，LD残余拉应力略减小。这表明1200 h的服役对轴承中残余应力影响不大。经过2000 h长时服役后，TD残余应力发生了明显的变化，由压应力变为拉应力，平均应力水平达到了约50 MPa；ND残余应力由微小的压应力变为了微小的拉应力；LD平均残余应力相比出厂态变化较小。说明随着服役时间的延长，轴承套圈ND和LD的残余应力变化幅度较小，而TD残余应力由压应力变为拉应力，这与轴承服役过程中滚动体对轴承套圈的作用方式有关。进口轴承服役700 h后的残余应力状态与2000 h长时服役轴承试样相似，但是其TD拉应力更大，这可能是引发其700 h服役后即失效的原因之一。对应的晶格应变表现出了相似的变化趋势，如图9b所示。随着服役时间的延长，TD的晶格应变由负转变为正，ND的晶格应变变化不大，而LD的晶格应变逐渐减小。对比经过2000 h服役的国产轴承与进口失效轴承，进口轴承在TD晶格为正且晶格应变更大，ND上晶格应变为负且晶格应变更小，在LD晶格应变为正且晶格应变更小。可见，M50航发轴承钢经过淬火后直接深冷处理，不仅可以合理调控碳化物析出等，且未在套圈中引入较大的残余应力。通过对比轴承服役前后残余应力可以发现，在经历比进口轴承更长时间的服役后，本工作中合理深冷处理下的国产轴承的残余应力仍然变化不大，具有良好的稳定性。

如前文所述，利用淬火后直接深冷+回火的处理方式，使M50轴承钢显微组织中生成了更多、更小尺寸的纳米级碳化物。本工作结果表明，这种细小、弥散的碳化物可以使M50轴承钢具有更高的疲劳强度和硬度，也可以使轴承套圈成品具有更为均匀的残余应力。这是由于细小且均匀分布的碳化物相比于粗大且聚集的碳化物可以使材料具有更好的均匀性，材料在后续的热处理以及机加工过程中不会出现由于碳化物集中而带来的应力集中。图10为碳化物形貌对轴承套圈残余应力影响的示意图。正是由于显微组织中细小、弥散分布的碳化物对材料的强化以及其对后续加工过程中残余应力的积极影响，本工作中的国产M50轴承套圈才可以在服役考核过程中保持表面完整性以及应力稳定性，使国产航发轴承具有极高的疲劳寿命。

(1) 小角中子散射实验、透射电镜表征及数据拟合结果表明，M50钢经深冷和回火处理后主要存在椭球状和杆状纳米碳化物。

(2) 相对于深冷处理M50钢样品，回火处理后杆状碳化物的平均尺寸、体积分数最大值和尺寸跨度均减小。这反映了深冷处理后的回火过程中析出了大量更细的纳米碳化物，细小碳化物的析出增强了材料抗疲劳能力。

(3) 利用像差校正STEM在深冷+回火处理的M50钢中发现了几个原子厚度的fcc结构的片层状碳化物，可看作是几何各向异性碳化物的前驱体，其形状、结构由界面能、局部元素富集和残余应力共同导致。

(4) 残余应力测试结果表明，M50轴承套圈残余应力的主要变化为切向残余应力由微弱的压应力逐渐转变为拉应力，深冷处理后长时服役轴承套圈的残余应力状态与进口轴承套圈服役后的残余应力状态相近。