第一、二、三代轴承钢及其热处理技术的研究进展(十八)

朱祖昌，杨弋涛，朱闻炜

(1.上海工程技术大学，上海 201620； 2.上海大学，上海 200072；3.上海轨道交通检测认证(集团)有限公司，上海 200434)

我国自改革开放以来，国民经济发展进入高速发展轨道，取得的成就令全世界瞩目。我国轴承和轴承钢制造、研究和发展以及生产轴承钢的质量提高正在迈入世界制造大国和向制造强国发展的地位。

按李昭昆等[2]和张立峰等[3]，我国轴承行业销售额达到2000多亿元的经济规模，并以每年12%～15%的速度增长，其中高速、精密和重载等高端轴承的增长速度更快。正是这种国民经济的高速发展不断促进了我国轴承工业的蓬勃增长。

针对国内生产轴承的现状，我国已经是一个世界上最大的轴承生产大国。从2005年起，我国就已经成为世界第三轴承大国，国内已成为世界第四大轴承市场，轴承市场的不断扩大，使我国成为轴承钢生产大国。按2018年12月18日的《世界金属导报》的报道，2012年我国轴承钢产量达到367万吨，产量居世界第一，已经成为名副其实的轴承钢生产大国。现在，我国轴承钢生产持证企业已达138家，其中51家具备冶炼能力。 同时，一些生产GCr15 (52100, 100Cr6) 轴承钢的骨干企业，如兴澄特钢、宝钢特钢和北满特钢等已通过SKF、FAG、NSK和Timken等世界著名轴承企业的认证，已成为他们的材料供应商。

这些就已经表明，我国基本具备生产世界最先进轴承钢的生产能力和能与国际接轨的先进设备水平。实际上，只要我国具有和建立起世界最先进轴承钢的生产标准，则能生产出最优良质量的轴承钢。现在，问题的关键是兴澄特钢、宝钢特钢和北满特钢等重点企业生产的轴承钢均是按照各企业掌握的技术关键和生产标准来执行了。但是还仍只作为技术秘密保留着和不断拓展着，只要这些技术关键和生产标准上升为国家标准并进行严格普及执行，我国则能成为轴承钢生产的强国。

在前文已多次强调，现在人们已愈来愈认识到，组成高碳铬轴承钢的非金属夹杂物体系、碳化物体系和Fe-C-Cr多元合金体系的三个体系中，前二个体系中的非金属夹杂物组成、含量、形态分布和大小以及碳化物含量、形态分布和大小是轴承钢质量的极其重要的影响因素。现在，随着钢冶炼技术水准提高和轴承钢纯净度的提高，非金属夹杂物缺陷的影响已经能够得到很大程度改善，在已能与国际逐渐接轨的情况下，碳化物体系的影响正在占据愈益关键的地位。碳化物体系的影响十分明显，要通过高碳铬轴承钢中的碳化物均匀度的提高予以改善。实际上，高碳铬轴承钢的碳化物均匀度除了碳化物液析、碳化物带状和网状碳化物外，还应包括其球化退火后基体组织中碳化物颗粒的大小、形态和均匀分布。将对高碳铬轴承钢预备热处理中的球化退火作为重点详细阐明，并仔细回顾高碳铬轴承钢预备热处理中球化退火的情况和发展。

轴承的应用已渗透入国民经济的各个领域，如机械工程、冶金工程、航空航天工程、交通运输工程、军事工程、海洋工程、发电行业、核电行业和轻纺工业等；而且轴承与人们的生活紧紧相关，广泛应用于生活家用电器、出行交通工具等，与生活质量和公共安全密切关联。世界上6万多种轴承在上述领域中应用，在困难环境下能承受着静态载荷和循环载荷时可靠、长寿命地运行。轴承钢是一种十分重要的特殊种类钢，轴承钢的生产、数量和质量水平明显标志着一个国家的冶金生产技术水平。轴承承受着严酷的接触疲劳负荷，接触应力一般高达2～5 GPa。轴承主要由滚动体(球，滚柱，滚针等)和套圈环组成。显然，轴承钢可用于制造滚珠、滚柱、滚针和轴承套圈，具有高且均匀的硬度和耐磨性，以及高的弹性极限。对轴承钢化学成分的均匀性、非金属夹杂物的含量和分布、碳化物的分布等要求很高，是所有钢铁生产中要求最严格的钢种之一。

高碳铬轴承钢自1905年开始问世，化学成分基本没有发生改变，但是其力学性能、使用性能和寿命指标性能不断地得到提高。高碳铬轴承钢52100(100Cr6, 100C6，SUJ2，GCr15，ЩХ15)是轴承钢的代表性钢种，也是第一代轴承钢的最主要钢种，在全世界被广泛使用，报道称其生产量为整个轴承钢总量的90%左右，是所有钢铁生产中使用价值最高的钢种之一。这些性能的获得依靠轴承钢材料经过精致冶炼、精密轧制和精确热处理后获得优良的组织才能达到。

4.4 我国GCr15钢的球化退火工艺和检测

2008年北京机械工业出版社出版的《热处理手册》(第4版第2卷)[136]中指出，高碳铬轴承钢预备热处理中的球化退火温度为：GCr15钢为780～810 ℃；GCr15SiMn为780～800 ℃；GCr18Mo、GCr15SiMo为780～810 ℃。国内轴承钢球化退火工艺分为四种，在箱式电阻炉、台车式电阻炉、井式电阻炉和连续推杆式电炉、可控气氛辊底式炉中进行一般球化退火工艺，见图134(a)、134(b)；在双种类型热处理炉中进行加热和等温或进行速冷(风冷、水冷)的推杆连续炉中进行等温球化工艺，见图134(c)、134(d)；在900～920 ℃进行正火处理得到索氏体组织，然后在780/790 ℃快速球化退火和循环球化退火的工艺曲线，见图134(e)、134(f)。这四种工艺停留在上世纪六七十年代的水平，因为这四种工艺曲线最早在1978年出版的第二版热处理手册上就已经出现，至2008年再版的第4版手册仍基本上按原样出现，持续了40余年。国外的相关内容已多次提出修订，特别是上世纪末期出现了分离式共析转变的研究和应用，国内在这方面的研究相应落后5～10年，至今仍未有得到应用的报道。

高碳铬轴承钢预备热处理球化退火结果[136]为：1)得到均匀细粒珠光体的碳化物平均直径为0.5～1.0 μm，最小0.2 μm，最大2.5 μm；2)得到不均匀粗粒状珠光体中碳化物的平均直径为2.5～3.5 μm，最小0.5 μm，最大6 μm。获得这两种组织的206轴承内套，经840 ℃加热淬火、回火的平均寿命分别为811 h和505 h，相差近一倍。寿命波动范围分别为354～1941 h和186～1408 h，其最长与最短寿命之比(称稳定系数)为5.4和7.6。

我国高碳铬轴承钢热处理球化退火各级组织特征如表29[137]表示。虽然GB/T 18254—2016现行标准都采用5级组织类型的标准进行评定，但表29的应用还很普遍。

表29 我国高碳铬轴承钢热处理球化退火各级组织特征 (GB/T 18254—2002)Table 29 The structural characteristic of each class spheroidization annealing of our high carbon chrome bearing steel (GB/T 18254—2002)

四种球化退火工艺曲线可以参见热处理手册[136]。仔细比较发现图134(a)的一般球化退火工艺与上世纪50年代时前苏联学者拉乌金著作“铬钢热处理”中的退火工艺相同。

(a,b)一般球化退火工艺；(c,d)等温球化工艺；(e,f)快速球化退火和循环球化退火图134 我国已经沿用40年的四种球化退火工艺曲线(a,b) general spheroidizing annealing process; (c,d) isothermal spheroidization process; (e,f) rapid spheroidizing annealing and cyclic spheroidizing annealingFig.134 The four spheroidization annealing technological curves have used for forty years in our country

对国内已经沿用40年的四种球化退火工艺应该要考虑是不是最为合理了。之前，作者在球化退火文章中早已指出国内冷却方式与国外不同，效果也不同，在这方面的研究还要深入探讨。本文根据冷却和SKF、Ovako稍微透露的工艺做了实验，已公布一些结果，准备在这基础上研究和确定符合我国国情的高碳铬轴承钢热处理球化退火工艺参数。

日本的钢铁技术现在处于世界领先地位。其轴承钢的发展是从欧洲引进而发展起来的，本着独立自主、促进蓬勃发展的精神，通过活跃在第一线的工作者的长期努力，经过了萌芽期、摇篮期、国产化的发展期，轴承钢生产扩大化和多品种化，在不断提高质量下，然后进入成熟期，最后使轴承和轴承钢的生产达到了世界领先水平。日本学者濑户浩藏1999年著书阐明了整个过程，2003年被翻译成中文(鉴于更为容易理解，对有关热处理球化退火部分已经做了一些更全面的报导刊登)。

对于球化退火，日本在上世纪50年代后才研究了获得实用合理的方法。我国在对要获得细小碳化物颗粒和均匀分布上却不是很重视。事实上，球化退火获得的碳化物形态是很重要的，由于淬火、回火工艺不能明显改变碳化物的形态和分布。所以，必须要考虑增加碳化物的细化工艺[193]，但是因为要增加成本而不受到欢迎。

双细化处理即为碳化物细化和奥氏体晶粒细化工艺，包括锻造余热淬火后高温回火或等温退火、亚稳锻造快速退火和毛胚温挤后高温回火或快速退火等工艺。锻件经双细化处理后其奥氏体晶粒尺寸可比原始细化1.5～2.0级。从而提高钢的冲击韧度、抗弯强度和疲劳寿命。经双细化处理后，碳化物颗粒细化，尺寸<0.6 μm，碳化物的均匀性改善，所以在淬火、回火处理后可获得均匀的马氏体组织，提高硬度的均匀性，从而提高轴承耐磨性和接触疲劳寿命。双细化处理工艺曲线如下：

1)锻造余热淬火后高温回火或快速等温退火：a) 锻造余热淬火(停锻后在沸水中淬火)+高温回火，获得均匀分布的点状珠光体+细粒状珠光体组织，硬度为207～229 HBW(压痕直径4.2～4.0 mm)，工艺曲线见图135(a)。b)锻造余热淬火+快速等温退火。锻造余热沸水淬火的锻件加热到略高于Ac1温度进行等温退火，获得均匀细小粒状珠光体+点状珠光体组织，硬度为187～207 HBW(压痕直径4.2～4.0 mm)，工艺曲线见图135(b)。

2)亚温锻(800～840 ℃)后+热处理细化工艺。此工艺处理后不仅可以细化组织，硬度也符合标准要求，可适用于大批生产，但需指出，供锻压材料的碳化物网必须符合标准规定。工艺曲线见图135(c)。

3)高温固溶等温淬火(1050 ℃→320～340 ℃)+高温回火。工艺曲线见图135(d)，一般不推荐采用该工艺，因为其能耗大而增加成本。

(a)锻造余热淬火+高温回火；(b)锻造余热淬火+快速等温退火；(c)亚温锻后+热处理细化工艺；(d)高温固溶等温淬火+高温回火图135 高碳铬轴承钢的三种双细化处理工艺曲线(a) forging waste heat quenching+high temperature tempering; (b) forging waste heat quenching+rapid isothermal annealing; (c) sub warm forging+heat treatment refining process; (d) high temperature solution isothermal quenching+high temperature temperingFig.135 The three double refinement technological curves for high-carbon-chromium bearing steels

在上面叙述中已经指出，含0.95%～1.15%C和含Cr量在1.65%以下的高碳铬轴承钢具有良好的热加工工艺性能和综合力学性能，但是这些良好性能的获得一定要对该钢采用合理的热处理工艺参数来加以保证。这种高碳铬轴承钢，如GCr1 5、52100、100Cr6、SUJ2等一定要通过在Ac1～Accm之间的加热温度下进行球化退火，获得细小、均匀和具有一定球化程度的显微组织。

按照这次制定的工艺曲线的金相分析结果，可以看出碳化物分散均匀有很大的改进，金相OM照片中可以看到细小的碳化物；在高倍SEM组织中，可以明显看到很多几十nm的碳化物。初步估计已经能够达到SKF和FAG的相应要求水平，但是对能否达到FAG 261010和SEP 1520标准中的400 ～ 700粒/400 μm2的均匀水平程度还要进一步研究和探索。我们已开始进一步试验，争取做出更好的结果。可以确定，改变不同的工艺参数可以适当改变高碳铬轴承钢碳化物的原始状态。

国内的达到2级球化级别水平的试样是否在未出现碳化物的“稀疏区域”存在更细小碳化物的问题，本试验测定时已经注意到了这方面的要求。还需要进一步研究，如果存在的话，应该怎么样统计；如果不存在的话，怎样很好评价级别标准？应该很好了解S 261010标准中的碳化物的密度问题，但找不到更进一步的资料。

洛阳轴承研究所的球化退火工艺曲线类如图134(c)，但略有改动，有材料说明得到的球化级别为3～ 4级。可见，按照现在国内的设备情况，一般难以达到球化级别的“优良”水平。在这样条件下生产的轴承怎么提高轴承的使用寿命？所以，不能完全按照满足18254的碳化物球化级别来进行生产，不能这样浪费资源，应该更新碳化物球化级别标准、退火工艺和设备。全国的材料和热处理工作者应该敢于指出存在的问题并提出解决问题的方法。

论文中已经列出了美国和日本关于高碳铬轴承钢热处理球化退火的主要资料，采用的冷却方式为：随炉进行连续冷却和在炉进行等温冷却。采用周期式作业炉进行的连续方式冷却又分为两种：以一种冷却速度进行的恒速冷却和以两种冷却速度进行的变速度冷却，实现达到A1临界点以下的温度。国内采用的方式主要为以一种冷却速度进行的恒速冷却，其结果就是国家标准GB/T 18254中按球化退火后的显微组织，如表29所示。

国外采用的方式主要为以两种冷却速度进行的变速度冷却，如SKF和OVAKO公司。本文已经全部公开我们收集到的SKF和OVAKO公司的高碳铬轴承钢热处理球化退火工艺曲线。

我国GCr15类型轴承钢球化退火后碳化物的大小和分布按标准GB/T 18254—2016中第5级别图的5个级别图进行检验。在此以前共分6级(见表29)：1级为不合格的欠热组织，相应的加热温度低于760 ℃，即相应的奥氏体化加热温度比较低或加热时间太短，相应的显微组织内会出现一定量的残留层片状珠光体；5级为分布不均匀和不合格的碳化物组织，出现相当多的条状碳化物；2～4级分别为优良、良好和合格的球化组织。本文对2级和4级组织进行测试，通过比较就可以明确了解国内高碳铬轴承钢球化退火的颗粒碳化物的大小均匀分布情况，目前国内尚没有公布过对这些级别进行测试的报告。

4.5 SKF公司的球化退火工艺曲线和发展

1979年，SKF公司公布的球化退火的工艺曲线见图136[46]。

2017年在书刊上出现的DET球化退火工艺曲线参见图137[152]，其产品说明书上表示的作业部序为：RT-820 ℃，1 h；820 ℃，2 h；820～740 ℃，1 h；740～690 ℃，10 h，空冷。

图136 SKF公司以前公开的三种工艺曲线(1979年)Fig.136 The three spheroidization annealing technological curves opened previously by SKF company (1979)

图137 试验用100Cr6和Ovatec 677Q两种钢的球化退火DET工艺曲线Fig.137 The DET spheroidization annealing technological curves for two tested steels of 100Cr6 and Ovatec 677Q

5 高碳铬轴承钢的最终热处理汇综总述

5.1 马氏体淬火和回火处理的综合[136]

高碳铬轴承钢的马氏体淬火和回火处理能使轴承零件得到高硬度、高耐磨性、高耐接触疲劳寿命、高可靠性以及高尺寸稳定性。对应的操作工序，工艺参数为马氏体淬火加热温度、加热方法、加热保温时间、冷却介质和冷却方法的确定，淬火后的质量考核，马氏体显微组织的检测和出现原因以及对策，冷处理，回火和回火规范，稳定化处理，轴承零件淬火、回火后的质量控制等项目。

5.1.1马氏体淬火加热最佳温度的选择

应使轴承钢在奥氏体中含有合适的含碳量和溶入大量Cr、Mn、Mo等合金元素，不产生A晶粒粗大和不出现过热现象。长期以来的实践证明，以GCr15为例，A中溶入的含C量为0.5%～0.6%、含Cr量为1%、未溶解碳化物以6%～9%为最佳，相对应推荐的加热温度为845±5 ℃。

5.1.2对零件名称为套圈、滚子和钢球的应用

对零件名称为套圈，尺寸为2～20、20～35、35～150、150～300、300～600和600～1800 mm的轴承，前三种的材料选用GCr15钢，相应的加热温度分别为830～850和840～860 ℃；后三种的材料选用GCr15SiMn钢，相应的加热温度为820～840 ℃。

对滚子直径为1.5～5、5～15、15～23和23～30、30～55、55～70 mm的零件，选用的材料分别为GCr15和GCr15SiMn、GCr20SiMn，相应的加热温度分别为840～860和820～840、830～850、830～850 ℃。

对钢球直径为0.75～1.5、1.5～3、3～14、14～50和50～75 mm的零件，材料选用GCr15，加热温度分别采用830～850、830～850、840～860、840～860和840～860 ℃。

5.1.3淬火冷却介质和冷却方法

1)选用合适的淬火冷却介质，如表30所示。应该保证轴承零件在奥氏体冷却过程中的最不稳定区达到一定的冷却速度，即大于临界冷却速度，在马氏体转变区域发生转变，减小组织应力、热应力和轴承零件的变形。

2)轴承零件常用的淬火冷却方式与方法，如表31所示。按轴承零件不同质量要求、形状、厚度、尺寸等，采用一定的冷却方法。通常方法有：小零件自由落下，工件上下振动冷却，分级淬火，等温淬火，旋转机冷却(速度<1.5 m/s)，压模淬火等。目的是为了减少零件变形、获得均匀冷却组织和一致的性能。轴承零件常用淬火冷却方式和方法：滚动淬火中小型滚子和钢球，中小型套圈(<200 mm)，大型套圈(200～400 mm)，特大型套圈滚子，薄壁套圈，超轻，特轻套圈，应用自动摇框，滚筒，溜球斜板，手窜，强力搅动油，喷油冷却，振动淬火机，旋转淬火机，吊架机动冷却，吹气搅油旋转淬火机冷却，在热油中冷却后入低油温中冷却，放入压摸中冷至30～40 ℃脱模或应用加热保护的套圈直接入模中油冷等。

表30 淬火介质应用范围Table 30 The scope of application of quenching medium

表31 轴承零件常用的淬火冷却方式与方法Table 31 Common quenching and cooling methods for bearing parts

5.1.4淬火后的质量考核

以零件名称、检查项目、技术要求和检查方法叙述。其中，轴承零件名称以套圈、钢球和滚柱滚针为例。检查项目以硬度、显微组织、断口、裂纹、脱碳、软点等缺陷和套圈的畸变等作说明。

1)套圈

①硬度

套圈淬火后要求硬度>63 HRC，采用洛氏硬度计、维氏硬度计或显微硬度计测定。

②显微组织

淬火、回火后在套圈纵断面上取样，经4%硝酸酒精溶液腐蚀后，采用金相显微镜进行观察，放大倍数500倍，也允许用450～600倍评定。将淬火、回火试样放入苦味酸苛性钠水溶液(2 g苦味酸，25 g氢氧化钠，100 mL蒸馏水中煮沸20 min后，进行晶粒度测定。

显微组织应由隐晶或细小结晶状马氏体、均匀分布的细小残留碳化物和少量的残余奥氏体所组成。不允许有过热针状马氏体或托氏体组织超过规定。淬火后残留粗大碳化物颗粒平均直径<4.2 μm，碳化物网<3级。

③断口

套圈淬火后断口具有细小晶粒闪烁光泽的断口，不允许有欠热、过热以及其他形式断口存在。

④裂纹、脱碳、软点等缺陷

不允许有裂纹、脱碳、软点等缺陷，不得超过规定值。检查软点和脱碳用冷酸洗方法，其深度用金相法测定。软点用硬度计测定。裂纹用磁力探伤、冷酸洗、油浸喷砂等方法进行检查。

⑤套圈的畸变

套圈的畸变按原书表4-15、表4-16进行控制(参看原书p134～135)。椭圆用外径测量仪测量；挠曲用G803仪器检查；尺寸涨缩用外径测量仪检查；圆锥内套用D13或D914检查。在检查出套圈变形超过规定时，则100%需进行变形的检查。套圈变形超过规定可按后述整形方法进行校正。

2)钢球

钢球直径≤45 mm，淬火后硬度>64 HRC；钢球直径>45 mm，淬火后硬度>63 HRC，其他均同套圈。显微组织、断口、裂纹与其他缺陷的检查方法同套圈的检查方法。

3)滚柱滚针

滚柱滚针硬度、显微组织、断口、裂纹与其他缺陷的检查方法同套圈的检查方法。

5.1.5马氏体显微组织的检测和出现原因以及对策

(1)过热针状马氏体组织

出现原因：1)淬火温度过高或在较高温度下保温时间过长；2)原材料碳化物带状严重；3)退火组织中碳化物大小分布不均匀或部分存在细片状珠光体。

防止对策：1)降低淬火温度；2)按材料标准控制碳化物不均匀程度；3)提高退火质量，使退火组织为均匀细粒状珠光体。

(2)6～7级托氏体组织

出现原因：1) 淬火温度偏低或淬火温度正常而保温时间不足；2)冷却太慢；3)原材料碳化物不均匀性严重和退火组织不均匀。

防止对策：1)提高淬火温度和延长保温时间；2)增加冷却能力，采用旋转淬火机等；3)按材料标准控制碳化物不均匀程度；4)提高退火组织的均匀性。

(3)局部区域有针状马氏体，同时还存在块状、网状和条状托氏体

出现原因：1)退火组织极不均匀，有细片状珠光体，组织未球化；2)淬火温度偏高或保温时间不适当；3)原材料碳化物带状严重。

防止对策：1)降低淬火温度，适当延长保温时间；2)增加冷却能力；3)提高退火组织的均匀性。

(4)碳化物网状>2.5级

出现原因：1)原材料的网状超过规定；2)锻造时停锻温度过高及退火温度过高冷却缓慢形成网状。

防止对策：在盐炉或保护气氛炉中加热到930～950 ℃正火，正火后低温退火，再进行淬火、回火。

(5)残留粗大碳化物直径超过4.2 μm

出现原因：1)反复退火；2)原材料碳化物严重不均匀。

防止对策：加强对原材料的控制，尽量避免反复退火。

(6)硬度偏低，显微组织合格

出现原因：1)淬火保温时间太短；2)表面脱碳严重；3)淬火温度偏低；4)油冷慢，出油温度高。

防止对策：1)延长保温时间；2)适当提高淬火温度5～10 ℃；3)在保护气体炉中或涂3～5 ω%硼酸酒精溶液加热。

(7)硬度偏低，显微组织出现块状或网状托氏体

出现原因：淬火温度偏低或冷却不良。

防止对策： 1)适当提高淬火温度或延长保温时间；2)强化冷却。

(8)断口，欠热断口

出现原因：淬火温度偏低。

防止对策：提高淬火温度。

(9)过热断口

出现原因：淬火温度偏高。

防止对策：降低淬火温度。

(10)颗粒状断口显微组织合格

出现原因：锻造过烧。

防止对策：控制锻造加热温度不超过1100 ℃。

(11)带小亮点的断口

出现原因: 网状碳化物严重。

防止对策： 按标准控制碳化物网状。

(12)软点，体积软点(40～55 HRC)

出现原因：1)锻造过程局部脱碳；2)淬火加热温度低，保温不够；3)冷却不良。

防止对策：提高淬火加热温度或适当延长保温时间以及增加介质的冷却能力。

(13)表面软点(比正常硬度低2～3 HRC)

出现原因:碳酸钠水溶液配制不当，温度较高，碳酸钠水溶液上面有油。

防止对策： 采用热配碳酸纳水溶液，温度<35 ℃，或增加碳酸钠水溶液浓度为15～20 ω%。

(14)表面缺陷，氧化、脱碳、腐蚀坑严重

出现原因：1)炉子密封性差；2)淬火前工件表面清洗不干净或有锈蚀；3)淬火温度高或保温时间长；4)锻件和棒料的脱碳严重。

防止对策： 1)改进炉子密封性；2)淬火前工件表面清洗干净，在保护气体炉中加热或涂3～5 ω%(硼酸酒精，盐炉加热淬火后零件清洗干净。

(15)畸变，畸变量超过规定

出现原因： 1)退火组织不均匀，切削应力分布不匀，淬火加热温度高，装炉量多，加热不均；2)冷却太快和不均；3)加热和冷却中机械碰撞。

防止对策：1)提高退火组织的均匀性；2)增加去应力退火工序；3)降低淬火加热温度；4)提高加热和冷却的均匀性；5)在热油中冷却或压模淬火；6)消除加热和冷却中机械碰撞等；7)采用上述措施后畸变量仍超过规定可采用整形方法。

(16)裂纹, 淬火裂纹

出现原因：1)组织过热，淬火温度过高或在淬火温度上限保温时间过长；2)冷却太快，油温低，淬火油中含水分超过0.25%；3)应力集中，如圆锥内套油沟呈尖角，车加工套圈表面留有粗而深的刀痕，以及套断面处；4)表面脱碳；5)返修中间未经退火；6)淬火后未及时回火。

防止对策：1)降低淬火温度；2)提高零件出油温度或提高淬火油的温度；3)降低车加工表面粗糙度；4)增加去应力工序；5)减少表面的脱碳，贫碳以及从设计和加工中避免零件产生应力集中。

(未完待续)