GCr15轴承钢的球化退火组织鉴别
时间：2009-07-04 点击：
摘 要：探讨了原始组织正常的热轧GCr15钢经球化退火后的组织特征及其评 级问题。针对生产实际及检验中出现的问题，制定球化退火工艺，找出工艺与球化组织形态特征的对应关系，以便较正确地评定GCr15钢的球化退火组织级别。
主题词：轴承钢；退火组织；冷却速度
1 问题的提出
轴承钢的球化退火组织检验，是考核轴承钢生产质量的一个重要的指标，其球化组织级别的评定，既影响着球化组织的合格率，也决定着能否为不合格产品提供可靠返修依据的问题。由于各冶金厂及用户对标准图片的理解不同，以及退火工艺和生产设备的差别，使人们对球化组织的评级存在不同的看法。
本试验希望通过不同的退火工艺与球化组织形态特征的对应，比较正确地评定
GCr15钢球化组织级别，以期达到使级别结果能准确反映生产实际的目的。因生产中的轧后组织不易出现较严重的带状碳化物和网状碳化物，故试验仅就原始组织正常的热轧GCr15钢进行分析讨论，提出我们的看法。
2 试验材料及方法
2.1 试验材料及设备
试验用料取自轧态的Φ45mm 的GCr15钢，用砂轮切片机切成厚10～20mm 的试片，取其横截面的1/4留作试验。其化学成分列于表1。
试验用设备为SRJX-8-13型箱式电阻炉，温度用M6809型微机控制。控温精度士50C ，用Neophot-2型金相显微镜观察组织和拍照。
2.2 热处理方法
本试验基本依照车间生产的综合式，采用箱式电炉加热，工艺曲线见图1～8。
3 试验结果
GCr15钢经上述球化退火处理后的组织形态特征和评定级别列于表2。
4 分析与讨论
4.1 奥氏体化温度及保温时间的影响
由试验可见，试样在740℃这一退火工艺加热时，尚属欠热状态，尽管有较长的保温时间，原始的片状珠光体却不能完全溶解，所以不可能得到合格的球化组织，为
正确的加热温度(790℃)，是获得理想球化组织的关键。在此温度下，无论是以
按图3工艺球化退火，得到的组织是最佳的，为均匀细致的球状珠光体(图12) 。因为加热到790℃之前，在770℃停滞的一段时间，可在温度不太高的条件下，出现大量二次领先相，然后再升温使领先相长大。冷却时在Ar1停留一段时间，目的是为了保证残留的奥氏体在共析转变前充分转变。如果没有770℃预先形成大量核心，或在790℃保温时间不是足够的，便只有二次碳化物的破断而难以成为球形，使其球化退火后的组织呈细颗粒状分布。本试验中按其它工艺进行球化退火所得到的组织大多以其为基本特征。
偏高的加热温度(830℃)，如果停滞时间不长，冷却不太快(
4.2冷却速度的影响
由试验结果可见，冷却速度对GCr15钢球化组织的影响受加热温度的制约。740℃加热时，由于原始的片状珠光体不能完全溶解，因此，无论以何种速度冷却，球化退火组织均
组织也并不一定是低级别的欠热组织，考虑标准评级图的局限性，在试样已经不能合格的情况下，类似组织可按
我们认为，一般由热轧态直接进行球化退火的钢，如果没有典型的变形大颗粒碳化物，只是颗粒状珠光体加细片状珠光体，无论这种组织是何种条件下出现的，均可按
GCr15轴承钢的球化退火组织鉴别
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5 结论
(1)碳化物呈粗大变形状态存在，并伴有片状珠光体存在的，应确认为是高级别组织。
(2)如果组织中无典型的大颗粒变形碳化物，既使有细片状珠光体出现，也应判定为
(3)冷却速度直接影响球化后的组织，当冷速
高速钢工具表面亮白层分析
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摘 要：从金相组织、显微硬度、10秒碳计数等方面对高速钢工具淬火、磨削、真空淬火热处理形成的表面亮白层进行了分析。
关键词：高速钢；工具；亮白色
1 前言
高速钢主要用于切削刀具的生产，刀具的切削性能及耐磨性不仅与钢的原始组织有关，还与后序的热处理及加工过程有关。在保证钢材原始组织符合要求的情况下，刀具的热处理及随后的冷加工就显得尤为重要。笔者在高速钢工具检验及用户提出的质量异议试样分
析中发现，某些刀具表面存在亮白层，分析认为刀具的切削和耐磨性能差恰与表面存在的亮
白层有关。实验结果表明，高速钢刀具形成亮白层的原因有：淬火引起的脱碳层；磨削时吃
刀量过大，致使表面温度过高，发生再淬火；真空淬火引起的表面增碳。基于目前许多生产
厂家及使用厂家检验手段有限(仅限于硬度计和金相显微镜) ，在现有设备的基础上正确区分
亮白层的属性是目前急待解决的问题。为此，本文对上述三种试样进行了分析，对其金相组
织特征对照比较，力图找到用普通金相显微镜就能准确判断亮白层形成原因的有效方法。
2 试样的制备
试样材质均为河冶科技股份有限公司生产的M2钢。淬火试样自盐浴炉淬火硬度低
的试样中切取，制成金相试样，抛光后用10%硝酸酒精浸蚀进行金相组织、电子探针研究。
磨削试样采用生产过程中磨削缺陷样品；真空淬火试样取自生产过程中表面硬度偏低的样
品。将上述样品分别制备成金相试样，抛光后用4%硝酸酒精溶液浸蚀后，进行硬度、电子
探针、扫描电镜分析。
3 试验结果与分析
3.1 淬火引起的亮白层
淬火引起的表面亮白层特点是晶粒异常粗大，为脱碳；而内部晶粒细小，是正常的
淬火组织，两者之间存在一层很薄的过渡层(图1) 。经正常回火后，最外层仍为白亮层。在
脱碳层内仅有少量大颗粒碳化物，细小碳化物几乎没有，过渡区的碳化物颗粒也减少。用电
子探针研究了基体碳含量，表1给出了脱碳层(大晶粒区) 、过渡层和心部(正常淬火组织区)
三个区域基体碳含量的测定值(进行点测定时避开碳化物，以10秒碳计数作为测定值，每区
至少测3个点，求平均值) 。从表1数据可以看出，大晶粒脱碳层基体碳计数仅稍低于正常
区域基体的碳计数，过渡区和正常区基体的碳计数相差很少。由此可见，淬火脱碳层基体的
碳含量并未减少很多，而碳化物则大量减少，脱碳层的显微硬度很低。
图1 淬火脱碳层(放大倍数100倍)
3.2 磨削引起的亮白层
磨削引起的亮白层，有时有较清晰的晶粒，有时没有，分析认为这与磨削时的进刀
量有关。用电子探针研究其碳含量，测定时避开碳化物，仍以10秒碳计数作为测定值，每
区至少测3个点，取其平均值。试验结果是表面亮白层基体的碳计数为1059，与正常区域
的1062基本相同，这说明在磨制过程中并未发生脱碳，因此排除了脱碳的可能。再对亮白
层与正常区域进行硬度测定，其硬度为66.0HRC ，正常区域硬度为64.5HRC ，较正常区域增
加1.5HRC 。硬度的升高是由于磨制过程中，磨削热和磨削机械力的作用，使被磨削工件的
表层组织发生了变化。由于大量磨削热的产生，使表层瞬间温度可达1000℃，发生了再淬
火。此再淬火区域经浸蚀后为亮白区(难浸蚀) ，当表层温度达更高时，会出现明显的晶粒(图
2) 。
图2 磨削形成的表面亮白层(放大倍数500倍)
3.3 真空淬火引起的亮白层
(1)用金相显微镜对试样进行金相组织观察，发现最外层为白亮组织且某些部位晶
粒清晰可见，中间层为针状马氏体区，其余层为正常组织即回火马氏体基体上分布着碳化物
颗粒。
(2)显微硬度测定。用显微硬度计对试样的亮白区域、针状马氏体区域、正常组织
区域进行显微硬度(负荷200g) 测定，结果为：白亮区域硬度为528HV ，针状马氏体区域硬度
为557HV ，正常组织区域硬度为672HV 。
(3)扫描电镜分析。用日立S-4300型扫描电镜分别对试样的边部以及正常组织区域
进行扫描电镜分析，其化学成分及各元素含量见表2。
(4)洛氏硬度测定。用HRq-150型硬度计对试样进行了常规洛氏硬度测定，其硬度
为62.5HRC ；深磨后，其硬度为65.0HRC 。可见表层硬度明显低于内部硬度。
由上述络氏、维氏硬度试验结果可以看出，试样边缘的硬度明显低于正常组织区域，
说明边部区域在热处理过程中可能发生了脱碳或增碳。由于冷轧钢带锯条厚度小，各生产厂
家多采用真空油淬以减小工件的变形，减少氧化，获得光亮的表面。但是真空油淬的工件表
面又易出现亮白层，此亮白层会使工件的寿命大大降低。由表2可以看出，表层碳含量明显
高于心部，说明在热处理过程中发生了增碳，因为高速钢含有大量碳化物形成元素，且在奥
氏体状态对碳的吸收能力很强，淬火油又是由碳、氢、氧组成的有机化合物，而此化合物易
于分解。当高速钢在真空高温加热时，由于钢材在真空加热时被净化成清洁和活性很强的表
面，因而即使油蒸气膜的存在只是瞬间，也很容易渗入碳原子。 另一方面，油中的碳和氧
生成一氧化碳后而引起以下反应：
2CO=[C]+CO2
这个活性碳原子渗入了高速钢表面，使表面碳含量增高；部分形成高碳马氏体，部
分以碳化物的形式析出。
高速钢淬火后必须经过回火，一是对淬火马氏体起到回火作用，即由淬火马氏体转
变为回火马氏体，提高强韧性；二是淬火时未转变的残余奥氏体转变为马氏体，再经回火转
变为回火马氏体，碳含量越高，未转变的残余奥氏体越多。然而由于表层碳含量的增高，使
此高碳层的马氏体点下降，淬火后存在大量的未转变高碳残余奥氏体。此残余奥氏体在正常
的回火温度和回火时间内很难转变，在回火后的受浸蚀性与本体不同，呈现通常认为“回火
不足”的缺陷组织，形成亮白层，在回火后表现为白亮组织；而碳化物析出较多的部位则表
现为回火不充分组织。
4 结论
(1)淬火形成的脱碳亮白层，晶粒粗大；磨削形成的白亮层，晶粒与正常区域差别
不大；真空淬火形成的亮白层，晶粒与正常区域无明显区别，但亮白层与正常区域之间存在
针状马氏体区，而淬火脱碳层、磨削亮白层则无此特征。
(2)淬火脱碳层硬度较正常区域低很多，磨削亮白层硬度较正常区域高，真空淬火
亮白层硬度较正常区域低。
(3)淬火亮白层碳化物大量减少，基体碳含量并未减少太多；磨削亮白层碳化物未
减少，基体碳含量基本不变；真空淬火亮白层碳含量明显增高。
GCr15钢评级：1. 根据黑区和白区的比例 马氏体的长度 残余奥氏体的量来对比标准比较。
2.GCr15钢评级分1～8级；其中2～4级为合格，1级属加热不是很充分，组织没有出现
其他非正常组织，硬度一般小于63HRC ，晶粒比较细。5级马氏体的长度大于7um 。7级
中出现托氏体组织，属不完全淬火组织。
3. 在5级没有办法评定时可以在回火后评定，评定时为不见马氏体针为合格。
4.7级中出现托氏体组织有两种原因：a. 淬火时加热温度低；b. 冷却时入油温度低都有可能
出现；要具体分析；出现7级图片中组织时硬度一般在55HRC 左右；
5. 该材料的零件淬火后，应注意零件表面质量的控制；在可控气氛淬火炉内cp%的控制是关
键，增碳和脱碳都有可能在零件的表面形成托氏体组织；
以上是本人在工作中的一点体会紧供参考，不足之处请大家指教。
呵呵, 终于有做轴承钢检验的同行了
不过楼上的你的标准肯定是1991版本的, 现在最新版本的是JB/T1255-2001,里面的淬回火
组织图片分为马氏体1-5级和屈氏体1-5级评级图片。现在较多的看法是黑白区已经不太关
心了，主要还是马氏体针的长度，估计应该是向晶粒度评定靠近。
我比较同意2#的意见，在前三级之间由于需要判断隐晶M 和结晶M 的量及结晶M 中M 的
长短及粗细，所以相对要难点，对于5级和以上的，其M 已经呈粗针了，判断仅区别起针
的粗细长短，相对要好判断些
GCr15钢是铬轴承钢中最具有代表性的，使用量占轴承钢的绝大部分。滚动轴承
一般由内圈套、外圈套、滚动体(滚珠、滚柱、滚锥或滚针) 和保持器等部分组成轴
承钢主要用来制造轴承的内外圈套及滚动体。其工件淬回火金相检验的依据是JB/T
1255-2001《高碳铬轴承钢滚动轴承零件热处理技术条件》(以下简称为：标准) 。
实践中如何在标准的指导下分析、检验样品的质量，在帮助企业进行检验小型
轴承淬回火工件的工作中我们积累了一些经验。同时，结合理论知识的收集、整理，
又对GCr15钢轴承零件的马氏体淬回火金相检验项目进行了一些总结、分析，在此
与同行进行交流。
1.淬回火马氏体级别的鉴定
GCr15属于过共析钢，预先热处理是球化退火。GCrl5正常的淬火温度为：830～
860℃，奥氏体中溶解有WC=0.5%～0.6%，以及WCr=0.8%(尚有7%～9%的未溶碳化物) 。
为了获得高硬度以及较好的强度、冲击韧度和使用寿命，通常采用160士5℃的低
温回火。
正常淬火后的金相组织应为隐晶马氏体，在其上分布着未溶解的碳化物，它能
保证综合力学性能的要求。其光学显微组织通常由黑、白相问的两种马氏体区域所
组成，在黑色马氏休区域中存在较多的碳化物颗粒，白色区域中比较少。
标准中对GCr15淬回火马氏体级别设定有5个级别，分别有图片参照，但是，
并没有文字说明如何准确判别样品的级别，即不同级别判定的具体操作方式及简单
的理论说明。同时，标准中的图片印刷质量不佳，分辨不清显微组织的准确形貌。
配合洛阳轴承研究所提供的《高碳铬轴承钢滚动轴承零件热处理技术条件》标准评
级图虽然可以清晰辨认显微组织，但也是没有具体的文字说明。
通过理论分析及查阅相关资料可知，判定GCrl5钢淬回火马氏级别是否合格的
鉴定形式，实际仁可以认为是分析显微组织中黑、白马氏体区域在整体组织中所占
的体积比例及辨别淬扣! 火马氏体形貌的问题。
具体检验时，首先应当利用光学显微镜在500倍的条件下检查制备好的金相样
品的显微组织中是否出现明显的粗针状马氏体及明显残余奥氏体。这样做的原因是
由于对于绝大多数轴承零件讲，淬、回火马氏体的最高合格级别是5级，即，马氏
体基体中的任何区域中不允许出现粗针状马氏体，应当保证基体的黑、自区域均是
属于隐晶马氏体的范畴。
如果没有粗针状马氏体，随后需再根据实际技术要求，其体判定淬回火马氏体
中黑白区域的比例，以确定淬回火马氏体的级别。
根据其他资料可知，在淬回火马氏体级别为3级时，黑、白区域的比例是均等
的；5级时，白亮区域的马氏体的视场份额在70%左右。根据现行标准，只有5级的
照片。在实际工作中，经常会遇到白色马氏体区域所占i 的视场比例在80%～90%的
情况，此时，应当如何归类。
根据其他资料可知，当淬回火马氏体的级别为6级时，在白亮的马氏体区域中，
出现了明显的零星分布的局部粗针状马氏体及残余奥氏体的岛状区域，这实际上是
一个实践中非常明确的判定标准。据此，我们可以在实践中根据粗针状马氏体出现
与否的条件，判定组织是归于5级，还是属缺陷次品。这样，在判定合格与否时，
是否能观察到明显的局部粗钊状马氏体及残余奥氏体是关键，需要说明的是，只要
有一个小区域存在粗针状马氏体，就应当判定为不合格。
根据标准，检测需在工件的纵截面上进行。淬回火马氏体级别鉴定时样品的腐
蚀要恰当，最好在制样过程中反复抛光、腐蚀几次为佳。
如果出现强烈的过热(>1000℃)情况，在GCr15钢中会出现明暗相间的“带状组
织”，整个基体组织的马氏体均是属于粗针状，残余奥氏体很多，此时，组织当然
是属于疵病。
2.关于非金属夹杂的鉴别
标准中没有关于非金属夹杂的检验部分。这是囚为在GCn15原材料生产的部颁
标准YB9-1968中对钢中的非金属夹杂物的级别已经提出了严格的要求，合格产品应
当是避免了非金属夹杂的出现或影响，所以在轴承零件的检验标准中不再涉及非金
属夹杂的检测。
实际工作中发现，氧化物、硅酸盐夹杂比较罕见，硫化物夹杂的出现比较频繁
当然，根据资料，近年的研究认为硫化物对轴承钢寿命并无有害影响。从切削加工
角度讲，适当放宽对硫的严格控制是可行的。
但是，有两个因素使对于硫化物的控制还是有其必要性的。首先，实际检验过
程中，硫化物的视场检测级别过高，即，总的观测长度过大是常见的缺陷情况。
其次，硫化物的分布与碳化物带状形貌有着共生的现象、如果有碳化物带状形
貌，必然可以观察到带状分布区域存在大量的条状硫化物夹杂沿碳化物带状分布方
向的分布。这种情况尤其在轴、圈套、滚针零件中容易出现。
所以，即使硫化物本身对材料性能的影响可以忽略不计，但是，其间接对组织
碳化物分布的影响必须子以考虑，同时，硫化物级别过高，就不得不考虑材料的基
本素质要求足否合格(些文献中也对于硫化物夹杂在失效过程中的有害作用进行了
分析。因此，还是需要在检测过程中关注非金属夹杂的情况. 对于经常出现的硫化物
的情况给子必要的关注，以避免影响使用效果。
由于标准中对硫化物的检测没有标注，对于硫化物夹杂类型、级别判定的标准
暂时根据YB9-1968或《高碳铬轴承钢》国家标准(GR/T18254-2000)来进行控制，以
确保产品质量。
实际检测时，非金属夹杂的鉴别可以作为第一检验项目，在试样抛光未腐蚀的
情况下进行，放大倍数为100倍，取最严重处进行测定。检测样品的纵截面。
3.碳化物带状分布及碳化物液析组织
为了提高轴承钢的疲劳寿命，不仅需要严格控制钢中非金属夹杂物，而且需要
认真改善钢的碳化物不均匀性。带状碳化物是一个不均匀的组织因素，对退火、淬
火后的组织转变有相当大的影响严重的碳化物带习泛组织使获得均匀的淬火组织发
生困难在淬火加热时原来贫碳的区域容易发生过热，奥氏体晶粒比较粗大而且不均
匀，马氏体是针状向不是隐品状的。在原来的富碳区域则容易出现托氏体组织、山
于碳化物带状组织引起的淬火组织的不均匀性，使得零件中的内应力增大，托氏体
的出现也使零件农向硬度不均匀。此外，严重的碳化物带状组织使工件在淬火时产
生较大的变形，增加热变形后钢的各向异性，带状组织还会成为形成淬火裂纹的根
源
钢锭在冷凝过程中如果产生严重结晶偏析，会在枝晶问形成共晶碳化物。在热
压力加工时，这种碳化物晶体的薄层顺沿金属的变形方向延伸而形成长条状或断续
条状的碳化物液析。
带状组织及液析组织都是钢材材质的一种缺陷，在YB9-1968中有明确规定，所
在标准中对此也没有涉及，应当参照夹杂物检测方式，在实际生产检验中，根据其
他标准进行材质的控制。
在实际检验过程中，碳化物的带状组织检验需要在上件的纵截面上进行检验时，
样品需要深蚀，可以在淬回火马氏体鉴别后进行，在100倍或500倍下取最严重处
进行检查。在100倍下可以检查碳化物的聚集程度，带状组织的宽度。在500倍下
可以检查碳化物颗粒的大小分布情况、碳化物颗粒的形状。
在许多失效分析的场合，碳化物带状组织及液析组织的危害是被大家所认同的。
非金属夹杂、碳化物带状组织及碳化物液析组织的更洋细的说明、照片，都可
以参考YB9-1968及有关文献。
4.淬回火托氏体组织及网状碳化物的鉴别
淬回火托氏体组织的出现，在实际工作中比较罕见，对此没有多少经验提出。
网状碳化物的鉴别是标准中涉及的一个检测项目，其要点在于检测时应当在工
件的横截面进行，同时，样品腐蚀时需要深些。检测可以放在淬回火马氏体检测完
毕后直接加深腐蚀进行，与碳化物带状分布及液析的检查同时进行。
检测时，根据标准中的第四级别图(碳化物网状组织) 及球化退火技术要求中的
级别要求进行。
5.金相样品制备过程中的事项
由于不同的检测项日需要在工件的不同截面上的数量，随机取样、检测3～6
个，以保证检测的准确性、代表性。
不仅是显微组织检查在GCr15钢的金相组织检查中非常重要，利用眼睛的宏观
观察在样品检验中也具有重要的作用当整个观察腐蚀面，如深浅不均匀，通常有问
题; 均匀而偏浅，也需要关注(很可能整体过热) ；均匀而偏深，一般是合格的。样品
表面如果出现细丝状的感觉，通常伴随着碳化物的带状形貌。
通过宏观观察，可选出特别需要关注的样品，为后续进一步的显微组织观察指
出关注的方向。
6.总结 (1)
根据国内原材料生产的现状问题，
非金属夹杂物分布以及碳化物的带状分
布、液析的控制标准都应当在实际工作中有所体现，以保证产品质量。
(2) 如何判定马氏体的级别，单纯依靠标准上的图谱是不够的，必须对理论有
一定的了解、分析，再结合详细的图谱才能有效地鉴定。
[最后修改于 2009-4-7 14:01:33]
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GCr15钢评级：1. 根据黑区和白区的比例 马氏体的长度 残余奥氏体的量来对比标准比较。
2.GCr15钢评级分1～8级；其中2～4级为合格，1级属加热不是很充分，组织没有出现
其他非正常组织，硬度一般小于63HRC ，晶粒比较细。5级马氏体的长度大于7um 。7级
中出现托氏体组织，属不完全淬火组织。
3. 在5级没有办法评定时可以在回火后评定，评定时为不见马氏体针为合格。
4.7级中出现托氏体组织有两种原因：a. 淬火时加热温度低；b. 冷却时入油温度低都有可能
出现；要具体分析；出现7级图片中组织时硬度一般在55HRC 左右；
5. 该材料的零件淬火后，应注意零件表面质量的控制；在可控气氛淬火炉内cp%的控制是关
键，增碳和脱碳都有可能在零件的表面形成托氏体组织；
以上是本人在工作中的一点体会紧供参考，不足之处请大家指教。
轴承钢的淬火回火组织讲解
2008-07-18 18:54
一、淬火过程中的组织转变：
把具有球化退火组织的工件加热加热到AC1~AC3之间进行保温时，F 基体转变为A ，颗粒状K 溶入A 中扩散均匀化，同事A 晶粒也不断长大，在随后的冷却过程中，如以足够快的速度冷至Ms 一下，A 转变为M ，溶入A 中的碳原子保留在M 中，随着工件温度的减低，越来越多的A 转变为M ，未转变的A 被保留下来成为残余A （A′）。加热过程中未溶入A 的K 在冷却过程中不发生变化，成为残留K 。使其淬火后最终组织为：M+K+A′。
轴承钢的淬火回火组织讲解
2008-07-18 18:54
一、淬火过程中的组织转变：
把具有球化退火组织的工件加热加热到AC1~AC3之间进行保温时，F 基体转变为A ，颗粒状K 溶入A 中扩散均匀化，同事A 晶粒也不断长大，在随后的冷却过程中，如以足够快的速度冷至Ms 一下，A 转变为M ，溶入A 中的碳原子保留在M 中，随着工件温度的减低，越来越多的A 转变为M ，未转变的A 被保留下来成为残余A （A′）。加热过程中未溶入A 的K 在冷却过程中不发生变化，成为残留K 。使其淬火后最终组织为：M+K+A′。
如在Ms 以上冷却速度不是足够快，则在冷却过程中，部分的A 首先转变为P 型组织，或者B 型组织，剩余的A 在继续冷却过程中转变为M ，最终组织为：M+K+A′+P（B ）。
二、回火过程中的组织转变：
第一阶段：
过饱和的碳原子向一定晶面偏聚，形成薄片状偏聚区。这些偏聚区的碳含量高于M 中的的平均碳含量，随着回火温度的提高，ε型碳化物沿M 的惯析面析出，ε型碳化物是由几十埃的小粒子组成约1000埃左右的条状薄片。（参考洛阳轴承研究所的微观释义）
第二阶段：
残余A 发生分解，此时残余A 的转变为过饱和的α固溶体和碳化物组成的混合体，其产物类似于下B 和回火M 。GCr15钢在正常的淬火工艺下所获得的残余A ，当回火温度达到250℃左右并保持一定时间，就将分解完毕。
第三阶段：
K 将聚集长大，并向Fe3C 型K 转变，在碳原子偏聚区形成Fe3C 。
M 是碳在α_Fe中的过饱和固溶体，是亚稳定相，过饱和的碳原子有从固溶体中自发析出的趋势，低温回火就是不断的从M 内析出与M 共格的ε碳化物。
低温回火析出的ε碳化物是极薄的层，在普通金相显微镜下是看不到的，其析出的结果，是M 的抗腐蚀能力大大降低，所以试样经浸蚀后，在显微镜下颜色发暗（国外的轴承钢淬火回火后腐蚀就不存在这种情况，反而是表面发黄和球化组织腐蚀时出现一样的特征，估计原因可能是他们用的材料的问题，虽然是GCr15但是其中所添加的微量元素，却是轴承公司要求添加的，而且现在也不知道具体成分。）回火温度越高，这种特征越明显。
三、淬火工艺参数对组织形态的影响：
随淬火温度的升高，残留的K 变小，变少，晶粒变粗，残余A 增多。
淬火的M 可按M 粗细分为：隐晶M ，细小结晶M ，针状M 。淬火温度越高，M 越粗，其形态逐渐由隐晶M 向细小结晶M ，针状M 转变，直到最后全部转变为粗大的针状M 。
在金相组织中往往见到一些黑区和白区，这主要是由于原材料中的粒状K 分布不均所造成的，黑区往往是残余K 教集中区，白区则是残留K 较稀少区（参考洛阳轴承研究所组织判定方法）。这也造成在评级过程中以黑白区所占比例的多少来评定组织的好坏，这是不正确的判断方法，所谓的“黑区”是隐晶M 区，因为隐晶M 在光学显微镜下很难看清其真正形貌，所以显示为模糊的“黑区”，而“白区”则是细小结晶M 和残余A ，在显微镜下也很难辨别区分，所以显示为“白区”。
上述的组织判定方法是个人的一些看法，其中难免有不正确之处，希望各位能够及时提出并指正。
四、回火组织评定的原则：
1、按M 粗细程度和残余A 数量；
2、按残余K 数量多少和颗粒大小；
3、按屈氏体组织的形态、大小和数量。（由于出现在中高温回火中，所以没有相关图片提供）
五、淬回火组织级别说明：
1级：
隐晶M+较多的残留K 和少量的残余A
说明：基体组织细而均匀，残留K 多而颗粒较粗，残留A 光学显微镜下看不到，轻腐蚀后有时会出现小块状屈氏体。（欠热组织）
2级：
隐晶M+细小结晶M+适量的残留K+残余A
说明：
以隐晶M 为主，残留K 沿晶界不断溶解，并出现布纹状的细小结晶M ，白色区增多，残留A 显示不明显。
3级：
细小结晶M+隐晶M+少量细小针状M+较少量残留K+残余A
说明：基体组织黑白差明显，白色区组织为布纹状且局部出现细小针状M ，但针状M 在500倍光学显微镜下显示不清晰。残留K 不大于2级（点链状K 增多，条状K 稍粗，局部K 形成断续大晶格网格，不封闭）。
4级：
细小结晶M+隐晶M+少量细小针状M+较少量残余K+较多残余A
说明：基体组织较粗，黑白差异大，白色区出现细小针状，M 细小针间出现残余A 墙，残留K 减少，颗粒细，局部区域K 已经全部溶解。
5级：
细小结晶M+少量隐晶M+局部小针状M+少量残留K+较多残余A
说明：基体组织粗，黑白差异大，白区增多，局部区域有明显的细小针状M 间有残余A 显示，残留K 颗粒更细或K 颗粒大小和分布均匀性很差，局部区域K 已经全部溶解。
钢滚动轴承零件热处理技术条件》标准
热处理工艺：860油淬+150回火
腐蚀条件：4%硝酸酒精，腐蚀状况：正常
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2008-12-13 13:19
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正常淬火后的金相组织应为隐晶马氏体，在其上分布着未溶解的碳化物。其光学显微组织通常由黑、白相间的两种马氏体区域所组成，在黑色马氏体区域中存在较多的碳化物颗粒，白色区域中比较少。具体检验时，首先应当利用光学显微镜在500倍的条件下检查制备好的金相样品的显微组织中是否出现明显的粗针状马氏体及明显残余奥氏体。对于绝大多数轴承零件讲，淬、回火马氏体的最高合格级别是5级，即，马氏体基体中的任何区域中不允许出现粗针状马氏体，应当保证基体的黑、白区域均是属于隐晶马氏体的范畴。如果没有粗针状马氏体，再根据实际技术要求，其体判定淬回火马氏体中黑白区域的比例，以确定淬
回火马氏体的级别。在淬回火马氏体级别为3级时，黑、白区域的比例是均等的；5级时，白亮区域的马氏体的视场份额在70%左右。当淬回火马氏体的级别为6级时，在白亮的马氏体区域中，会出现明显的零星分布的局部粗针状马氏体及残余奥氏体的岛状区域，实践中这是一个非常明确的判定标准。
从图片上看，碳化物颗粒略粗，白区较多，有少量细针状马氏体，依据JB/T1255-2001标准评定，应为3~4级之间，碳化物颗粒较粗的原因估计是球化退火后碳化物颗粒大小不均匀造成的，而不是由于淬火加热引起的。
GCr15轴承钢的球化退火组织鉴别
时间：2009-07-04 点击：
摘 要：探讨了原始组织正常的热轧GCr15钢经球化退火后的组织特征及其评 级问题。针对生产实际及检验中出现的问题，制定球化退火工艺，找出工艺与球化组织形态特征的对应关系，以便较正确地评定GCr15钢的球化退火组织级别。
主题词：轴承钢；退火组织；冷却速度
1 问题的提出
轴承钢的球化退火组织检验，是考核轴承钢生产质量的一个重要的指标，其球化组织级别的评定，既影响着球化组织的合格率，也决定着能否为不合格产品提供可靠返修依据的问题。由于各冶金厂及用户对标准图片的理解不同，以及退火工艺和生产设备的差别，使人们对球化组织的评级存在不同的看法。
本试验希望通过不同的退火工艺与球化组织形态特征的对应，比较正确地评定
GCr15钢球化组织级别，以期达到使级别结果能准确反映生产实际的目的。因生产中的轧后组织不易出现较严重的带状碳化物和网状碳化物，故试验仅就原始组织正常的热轧GCr15钢进行分析讨论，提出我们的看法。
2 试验材料及方法
2.1 试验材料及设备
试验用料取自轧态的Φ45mm 的GCr15钢，用砂轮切片机切成厚10～20mm 的试片，取其横截面的1/4留作试验。其化学成分列于表1。
试验用设备为SRJX-8-13型箱式电阻炉，温度用M6809型微机控制。控温精度士50C ，用Neophot-2型金相显微镜观察组织和拍照。
2.2 热处理方法
本试验基本依照车间生产的综合式，采用箱式电炉加热，工艺曲线见图1～8。
3 试验结果
GCr15钢经上述球化退火处理后的组织形态特征和评定级别列于表2。
4 分析与讨论
4.1 奥氏体化温度及保温时间的影响
由试验可见，试样在740℃这一退火工艺加热时，尚属欠热状态，尽管有较长的保温时间，原始的片状珠光体却不能完全溶解，所以不可能得到合格的球化组织，为
正确的加热温度(790℃)，是获得理想球化组织的关键。在此温度下，无论是以
按图3工艺球化退火，得到的组织是最佳的，为均匀细致的球状珠光体(图12) 。因为加热到790℃之前，在770℃停滞的一段时间，可在温度不太高的条件下，出现大量二次领先相，然后再升温使领先相长大。冷却时在Ar1停留一段时间，目的是为了保证残留的奥氏体在共析转变前充分转变。如果没有770℃预先形成大量核心，或在790℃保温时间不是足够的，便只有二次碳化物的破断而难以成为球形，使其球化退火后的组织呈细颗粒状分布。本试验中按其它工艺进行球化退火所得到的组织大多以其为基本特征。
偏高的加热温度(830℃)，如果停滞时间不长，冷却不太快(
4.2冷却速度的影响
由试验结果可见，冷却速度对GCr15钢球化组织的影响受加热温度的制约。740℃加热时，由于原始的片状珠光体不能完全溶解，因此，无论以何种速度冷却，球化退火组织均
组织也并不一定是低级别的欠热组织，考虑标准评级图的局限性，在试样已经不能合格的情况下，类似组织可按
我们认为，一般由热轧态直接进行球化退火的钢，如果没有典型的变形大颗粒碳化物，只是颗粒状珠光体加细片状珠光体，无论这种组织是何种条件下出现的，均可按
GCr15轴承钢的球化退火组织鉴别
时间：2009-07-04 点击：
5 结论
(1)碳化物呈粗大变形状态存在，并伴有片状珠光体存在的，应确认为是高级别组织。
(2)如果组织中无典型的大颗粒变形碳化物，既使有细片状珠光体出现，也应判定为
(3)冷却速度直接影响球化后的组织，当冷速
高速钢工具表面亮白层分析
时间：2009-07-04 点击：
摘 要：从金相组织、显微硬度、10秒碳计数等方面对高速钢工具淬火、磨削、真空淬火热处理形成的表面亮白层进行了分析。
关键词：高速钢；工具；亮白色
1 前言
高速钢主要用于切削刀具的生产，刀具的切削性能及耐磨性不仅与钢的原始组织有关，还与后序的热处理及加工过程有关。在保证钢材原始组织符合要求的情况下，刀具的热处理及随后的冷加工就显得尤为重要。笔者在高速钢工具检验及用户提出的质量异议试样分
析中发现，某些刀具表面存在亮白层，分析认为刀具的切削和耐磨性能差恰与表面存在的亮
白层有关。实验结果表明，高速钢刀具形成亮白层的原因有：淬火引起的脱碳层；磨削时吃
刀量过大，致使表面温度过高，发生再淬火；真空淬火引起的表面增碳。基于目前许多生产
厂家及使用厂家检验手段有限(仅限于硬度计和金相显微镜) ，在现有设备的基础上正确区分
亮白层的属性是目前急待解决的问题。为此，本文对上述三种试样进行了分析，对其金相组
织特征对照比较，力图找到用普通金相显微镜就能准确判断亮白层形成原因的有效方法。
2 试样的制备
试样材质均为河冶科技股份有限公司生产的M2钢。淬火试样自盐浴炉淬火硬度低
的试样中切取，制成金相试样，抛光后用10%硝酸酒精浸蚀进行金相组织、电子探针研究。
磨削试样采用生产过程中磨削缺陷样品；真空淬火试样取自生产过程中表面硬度偏低的样
品。将上述样品分别制备成金相试样，抛光后用4%硝酸酒精溶液浸蚀后，进行硬度、电子
探针、扫描电镜分析。
3 试验结果与分析
3.1 淬火引起的亮白层
淬火引起的表面亮白层特点是晶粒异常粗大，为脱碳；而内部晶粒细小，是正常的
淬火组织，两者之间存在一层很薄的过渡层(图1) 。经正常回火后，最外层仍为白亮层。在
脱碳层内仅有少量大颗粒碳化物，细小碳化物几乎没有，过渡区的碳化物颗粒也减少。用电
子探针研究了基体碳含量，表1给出了脱碳层(大晶粒区) 、过渡层和心部(正常淬火组织区)
三个区域基体碳含量的测定值(进行点测定时避开碳化物，以10秒碳计数作为测定值，每区
至少测3个点，求平均值) 。从表1数据可以看出，大晶粒脱碳层基体碳计数仅稍低于正常
区域基体的碳计数，过渡区和正常区基体的碳计数相差很少。由此可见，淬火脱碳层基体的
碳含量并未减少很多，而碳化物则大量减少，脱碳层的显微硬度很低。
图1 淬火脱碳层(放大倍数100倍)
3.2 磨削引起的亮白层
磨削引起的亮白层，有时有较清晰的晶粒，有时没有，分析认为这与磨削时的进刀
量有关。用电子探针研究其碳含量，测定时避开碳化物，仍以10秒碳计数作为测定值，每
区至少测3个点，取其平均值。试验结果是表面亮白层基体的碳计数为1059，与正常区域
的1062基本相同，这说明在磨制过程中并未发生脱碳，因此排除了脱碳的可能。再对亮白
层与正常区域进行硬度测定，其硬度为66.0HRC ，正常区域硬度为64.5HRC ，较正常区域增
加1.5HRC 。硬度的升高是由于磨制过程中，磨削热和磨削机械力的作用，使被磨削工件的
表层组织发生了变化。由于大量磨削热的产生，使表层瞬间温度可达1000℃，发生了再淬
火。此再淬火区域经浸蚀后为亮白区(难浸蚀) ，当表层温度达更高时，会出现明显的晶粒(图
2) 。
图2 磨削形成的表面亮白层(放大倍数500倍)
3.3 真空淬火引起的亮白层
(1)用金相显微镜对试样进行金相组织观察，发现最外层为白亮组织且某些部位晶
粒清晰可见，中间层为针状马氏体区，其余层为正常组织即回火马氏体基体上分布着碳化物
颗粒。
(2)显微硬度测定。用显微硬度计对试样的亮白区域、针状马氏体区域、正常组织
区域进行显微硬度(负荷200g) 测定，结果为：白亮区域硬度为528HV ，针状马氏体区域硬度
为557HV ，正常组织区域硬度为672HV 。
(3)扫描电镜分析。用日立S-4300型扫描电镜分别对试样的边部以及正常组织区域
进行扫描电镜分析，其化学成分及各元素含量见表2。
(4)洛氏硬度测定。用HRq-150型硬度计对试样进行了常规洛氏硬度测定，其硬度
为62.5HRC ；深磨后，其硬度为65.0HRC 。可见表层硬度明显低于内部硬度。
由上述络氏、维氏硬度试验结果可以看出，试样边缘的硬度明显低于正常组织区域，
说明边部区域在热处理过程中可能发生了脱碳或增碳。由于冷轧钢带锯条厚度小，各生产厂
家多采用真空油淬以减小工件的变形，减少氧化，获得光亮的表面。但是真空油淬的工件表
面又易出现亮白层，此亮白层会使工件的寿命大大降低。由表2可以看出，表层碳含量明显
高于心部，说明在热处理过程中发生了增碳，因为高速钢含有大量碳化物形成元素，且在奥
氏体状态对碳的吸收能力很强，淬火油又是由碳、氢、氧组成的有机化合物，而此化合物易
于分解。当高速钢在真空高温加热时，由于钢材在真空加热时被净化成清洁和活性很强的表
面，因而即使油蒸气膜的存在只是瞬间，也很容易渗入碳原子。 另一方面，油中的碳和氧
生成一氧化碳后而引起以下反应：
2CO=[C]+CO2
这个活性碳原子渗入了高速钢表面，使表面碳含量增高；部分形成高碳马氏体，部
分以碳化物的形式析出。
高速钢淬火后必须经过回火，一是对淬火马氏体起到回火作用，即由淬火马氏体转
变为回火马氏体，提高强韧性；二是淬火时未转变的残余奥氏体转变为马氏体，再经回火转
变为回火马氏体，碳含量越高，未转变的残余奥氏体越多。然而由于表层碳含量的增高，使
此高碳层的马氏体点下降，淬火后存在大量的未转变高碳残余奥氏体。此残余奥氏体在正常
的回火温度和回火时间内很难转变，在回火后的受浸蚀性与本体不同，呈现通常认为“回火
不足”的缺陷组织，形成亮白层，在回火后表现为白亮组织；而碳化物析出较多的部位则表
现为回火不充分组织。
4 结论
(1)淬火形成的脱碳亮白层，晶粒粗大；磨削形成的白亮层，晶粒与正常区域差别
不大；真空淬火形成的亮白层，晶粒与正常区域无明显区别，但亮白层与正常区域之间存在
针状马氏体区，而淬火脱碳层、磨削亮白层则无此特征。
(2)淬火脱碳层硬度较正常区域低很多，磨削亮白层硬度较正常区域高，真空淬火
亮白层硬度较正常区域低。
(3)淬火亮白层碳化物大量减少，基体碳含量并未减少太多；磨削亮白层碳化物未
减少，基体碳含量基本不变；真空淬火亮白层碳含量明显增高。
GCr15钢评级：1. 根据黑区和白区的比例 马氏体的长度 残余奥氏体的量来对比标准比较。
2.GCr15钢评级分1～8级；其中2～4级为合格，1级属加热不是很充分，组织没有出现
其他非正常组织，硬度一般小于63HRC ，晶粒比较细。5级马氏体的长度大于7um 。7级
中出现托氏体组织，属不完全淬火组织。
3. 在5级没有办法评定时可以在回火后评定，评定时为不见马氏体针为合格。
4.7级中出现托氏体组织有两种原因：a. 淬火时加热温度低；b. 冷却时入油温度低都有可能
出现；要具体分析；出现7级图片中组织时硬度一般在55HRC 左右；
5. 该材料的零件淬火后，应注意零件表面质量的控制；在可控气氛淬火炉内cp%的控制是关
键，增碳和脱碳都有可能在零件的表面形成托氏体组织；
以上是本人在工作中的一点体会紧供参考，不足之处请大家指教。
呵呵, 终于有做轴承钢检验的同行了
不过楼上的你的标准肯定是1991版本的, 现在最新版本的是JB/T1255-2001,里面的淬回火
组织图片分为马氏体1-5级和屈氏体1-5级评级图片。现在较多的看法是黑白区已经不太关
心了，主要还是马氏体针的长度，估计应该是向晶粒度评定靠近。
我比较同意2#的意见，在前三级之间由于需要判断隐晶M 和结晶M 的量及结晶M 中M 的
长短及粗细，所以相对要难点，对于5级和以上的，其M 已经呈粗针了，判断仅区别起针
的粗细长短，相对要好判断些
GCr15钢是铬轴承钢中最具有代表性的，使用量占轴承钢的绝大部分。滚动轴承
一般由内圈套、外圈套、滚动体(滚珠、滚柱、滚锥或滚针) 和保持器等部分组成轴
承钢主要用来制造轴承的内外圈套及滚动体。其工件淬回火金相检验的依据是JB/T
1255-2001《高碳铬轴承钢滚动轴承零件热处理技术条件》(以下简称为：标准) 。
实践中如何在标准的指导下分析、检验样品的质量，在帮助企业进行检验小型
轴承淬回火工件的工作中我们积累了一些经验。同时，结合理论知识的收集、整理，
又对GCr15钢轴承零件的马氏体淬回火金相检验项目进行了一些总结、分析，在此
与同行进行交流。
1.淬回火马氏体级别的鉴定
GCr15属于过共析钢，预先热处理是球化退火。GCrl5正常的淬火温度为：830～
860℃，奥氏体中溶解有WC=0.5%～0.6%，以及WCr=0.8%(尚有7%～9%的未溶碳化物) 。
为了获得高硬度以及较好的强度、冲击韧度和使用寿命，通常采用160士5℃的低
温回火。
正常淬火后的金相组织应为隐晶马氏体，在其上分布着未溶解的碳化物，它能
保证综合力学性能的要求。其光学显微组织通常由黑、白相问的两种马氏体区域所
组成，在黑色马氏休区域中存在较多的碳化物颗粒，白色区域中比较少。
标准中对GCr15淬回火马氏体级别设定有5个级别，分别有图片参照，但是，
并没有文字说明如何准确判别样品的级别，即不同级别判定的具体操作方式及简单
的理论说明。同时，标准中的图片印刷质量不佳，分辨不清显微组织的准确形貌。
配合洛阳轴承研究所提供的《高碳铬轴承钢滚动轴承零件热处理技术条件》标准评
级图虽然可以清晰辨认显微组织，但也是没有具体的文字说明。
通过理论分析及查阅相关资料可知，判定GCrl5钢淬回火马氏级别是否合格的
鉴定形式，实际仁可以认为是分析显微组织中黑、白马氏体区域在整体组织中所占
的体积比例及辨别淬扣! 火马氏体形貌的问题。
具体检验时，首先应当利用光学显微镜在500倍的条件下检查制备好的金相样
品的显微组织中是否出现明显的粗针状马氏体及明显残余奥氏体。这样做的原因是
由于对于绝大多数轴承零件讲，淬、回火马氏体的最高合格级别是5级，即，马氏
体基体中的任何区域中不允许出现粗针状马氏体，应当保证基体的黑、自区域均是
属于隐晶马氏体的范畴。
如果没有粗针状马氏体，随后需再根据实际技术要求，其体判定淬回火马氏体
中黑白区域的比例，以确定淬回火马氏体的级别。
根据其他资料可知，在淬回火马氏体级别为3级时，黑、白区域的比例是均等
的；5级时，白亮区域的马氏体的视场份额在70%左右。根据现行标准，只有5级的
照片。在实际工作中，经常会遇到白色马氏体区域所占i 的视场比例在80%～90%的
情况，此时，应当如何归类。
根据其他资料可知，当淬回火马氏体的级别为6级时，在白亮的马氏体区域中，
出现了明显的零星分布的局部粗针状马氏体及残余奥氏体的岛状区域，这实际上是
一个实践中非常明确的判定标准。据此，我们可以在实践中根据粗针状马氏体出现
与否的条件，判定组织是归于5级，还是属缺陷次品。这样，在判定合格与否时，
是否能观察到明显的局部粗钊状马氏体及残余奥氏体是关键，需要说明的是，只要
有一个小区域存在粗针状马氏体，就应当判定为不合格。
根据标准，检测需在工件的纵截面上进行。淬回火马氏体级别鉴定时样品的腐
蚀要恰当，最好在制样过程中反复抛光、腐蚀几次为佳。
如果出现强烈的过热(>1000℃)情况，在GCr15钢中会出现明暗相间的“带状组
织”，整个基体组织的马氏体均是属于粗针状，残余奥氏体很多，此时，组织当然
是属于疵病。
2.关于非金属夹杂的鉴别
标准中没有关于非金属夹杂的检验部分。这是囚为在GCn15原材料生产的部颁
标准YB9-1968中对钢中的非金属夹杂物的级别已经提出了严格的要求，合格产品应
当是避免了非金属夹杂的出现或影响，所以在轴承零件的检验标准中不再涉及非金
属夹杂的检测。
实际工作中发现，氧化物、硅酸盐夹杂比较罕见，硫化物夹杂的出现比较频繁
当然，根据资料，近年的研究认为硫化物对轴承钢寿命并无有害影响。从切削加工
角度讲，适当放宽对硫的严格控制是可行的。
但是，有两个因素使对于硫化物的控制还是有其必要性的。首先，实际检验过
程中，硫化物的视场检测级别过高，即，总的观测长度过大是常见的缺陷情况。
其次，硫化物的分布与碳化物带状形貌有着共生的现象、如果有碳化物带状形
貌，必然可以观察到带状分布区域存在大量的条状硫化物夹杂沿碳化物带状分布方
向的分布。这种情况尤其在轴、圈套、滚针零件中容易出现。
所以，即使硫化物本身对材料性能的影响可以忽略不计，但是，其间接对组织
碳化物分布的影响必须子以考虑，同时，硫化物级别过高，就不得不考虑材料的基
本素质要求足否合格(些文献中也对于硫化物夹杂在失效过程中的有害作用进行了
分析。因此，还是需要在检测过程中关注非金属夹杂的情况. 对于经常出现的硫化物
的情况给子必要的关注，以避免影响使用效果。
由于标准中对硫化物的检测没有标注，对于硫化物夹杂类型、级别判定的标准
暂时根据YB9-1968或《高碳铬轴承钢》国家标准(GR/T18254-2000)来进行控制，以
确保产品质量。
实际检测时，非金属夹杂的鉴别可以作为第一检验项目，在试样抛光未腐蚀的
情况下进行，放大倍数为100倍，取最严重处进行测定。检测样品的纵截面。
3.碳化物带状分布及碳化物液析组织
为了提高轴承钢的疲劳寿命，不仅需要严格控制钢中非金属夹杂物，而且需要
认真改善钢的碳化物不均匀性。带状碳化物是一个不均匀的组织因素，对退火、淬
火后的组织转变有相当大的影响严重的碳化物带习泛组织使获得均匀的淬火组织发
生困难在淬火加热时原来贫碳的区域容易发生过热，奥氏体晶粒比较粗大而且不均
匀，马氏体是针状向不是隐品状的。在原来的富碳区域则容易出现托氏体组织、山
于碳化物带状组织引起的淬火组织的不均匀性，使得零件中的内应力增大，托氏体
的出现也使零件农向硬度不均匀。此外，严重的碳化物带状组织使工件在淬火时产
生较大的变形，增加热变形后钢的各向异性，带状组织还会成为形成淬火裂纹的根
源
钢锭在冷凝过程中如果产生严重结晶偏析，会在枝晶问形成共晶碳化物。在热
压力加工时，这种碳化物晶体的薄层顺沿金属的变形方向延伸而形成长条状或断续
条状的碳化物液析。
带状组织及液析组织都是钢材材质的一种缺陷，在YB9-1968中有明确规定，所
在标准中对此也没有涉及，应当参照夹杂物检测方式，在实际生产检验中，根据其
他标准进行材质的控制。
在实际检验过程中，碳化物的带状组织检验需要在上件的纵截面上进行检验时，
样品需要深蚀，可以在淬回火马氏体鉴别后进行，在100倍或500倍下取最严重处
进行检查。在100倍下可以检查碳化物的聚集程度，带状组织的宽度。在500倍下
可以检查碳化物颗粒的大小分布情况、碳化物颗粒的形状。
在许多失效分析的场合，碳化物带状组织及液析组织的危害是被大家所认同的。
非金属夹杂、碳化物带状组织及碳化物液析组织的更洋细的说明、照片，都可
以参考YB9-1968及有关文献。
4.淬回火托氏体组织及网状碳化物的鉴别
淬回火托氏体组织的出现，在实际工作中比较罕见，对此没有多少经验提出。
网状碳化物的鉴别是标准中涉及的一个检测项目，其要点在于检测时应当在工
件的横截面进行，同时，样品腐蚀时需要深些。检测可以放在淬回火马氏体检测完
毕后直接加深腐蚀进行，与碳化物带状分布及液析的检查同时进行。
检测时，根据标准中的第四级别图(碳化物网状组织) 及球化退火技术要求中的
级别要求进行。
5.金相样品制备过程中的事项
由于不同的检测项日需要在工件的不同截面上的数量，随机取样、检测3～6
个，以保证检测的准确性、代表性。
不仅是显微组织检查在GCr15钢的金相组织检查中非常重要，利用眼睛的宏观
观察在样品检验中也具有重要的作用当整个观察腐蚀面，如深浅不均匀，通常有问
题; 均匀而偏浅，也需要关注(很可能整体过热) ；均匀而偏深，一般是合格的。样品
表面如果出现细丝状的感觉，通常伴随着碳化物的带状形貌。
通过宏观观察，可选出特别需要关注的样品，为后续进一步的显微组织观察指
出关注的方向。
6.总结 (1)
根据国内原材料生产的现状问题，
非金属夹杂物分布以及碳化物的带状分
布、液析的控制标准都应当在实际工作中有所体现，以保证产品质量。
(2) 如何判定马氏体的级别，单纯依靠标准上的图谱是不够的，必须对理论有
一定的了解、分析，再结合详细的图谱才能有效地鉴定。
[最后修改于 2009-4-7 14:01:33]
签名档：
喜欢平淡的生活, 并相信平淡的生活一样可以有梦想, 平淡的日子一样可以有浪漫与感动^-^
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GCr15钢评级：1. 根据黑区和白区的比例 马氏体的长度 残余奥氏体的量来对比标准比较。
2.GCr15钢评级分1～8级；其中2～4级为合格，1级属加热不是很充分，组织没有出现
其他非正常组织，硬度一般小于63HRC ，晶粒比较细。5级马氏体的长度大于7um 。7级
中出现托氏体组织，属不完全淬火组织。
3. 在5级没有办法评定时可以在回火后评定，评定时为不见马氏体针为合格。
4.7级中出现托氏体组织有两种原因：a. 淬火时加热温度低；b. 冷却时入油温度低都有可能
出现；要具体分析；出现7级图片中组织时硬度一般在55HRC 左右；
5. 该材料的零件淬火后，应注意零件表面质量的控制；在可控气氛淬火炉内cp%的控制是关
键，增碳和脱碳都有可能在零件的表面形成托氏体组织；
以上是本人在工作中的一点体会紧供参考，不足之处请大家指教。
轴承钢的淬火回火组织讲解
2008-07-18 18:54
一、淬火过程中的组织转变：
把具有球化退火组织的工件加热加热到AC1~AC3之间进行保温时，F 基体转变为A ，颗粒状K 溶入A 中扩散均匀化，同事A 晶粒也不断长大，在随后的冷却过程中，如以足够快的速度冷至Ms 一下，A 转变为M ，溶入A 中的碳原子保留在M 中，随着工件温度的减低，越来越多的A 转变为M ，未转变的A 被保留下来成为残余A （A′）。加热过程中未溶入A 的K 在冷却过程中不发生变化，成为残留K 。使其淬火后最终组织为：M+K+A′。
轴承钢的淬火回火组织讲解
2008-07-18 18:54
一、淬火过程中的组织转变：
把具有球化退火组织的工件加热加热到AC1~AC3之间进行保温时，F 基体转变为A ，颗粒状K 溶入A 中扩散均匀化，同事A 晶粒也不断长大，在随后的冷却过程中，如以足够快的速度冷至Ms 一下，A 转变为M ，溶入A 中的碳原子保留在M 中，随着工件温度的减低，越来越多的A 转变为M ，未转变的A 被保留下来成为残余A （A′）。加热过程中未溶入A 的K 在冷却过程中不发生变化，成为残留K 。使其淬火后最终组织为：M+K+A′。
如在Ms 以上冷却速度不是足够快，则在冷却过程中，部分的A 首先转变为P 型组织，或者B 型组织，剩余的A 在继续冷却过程中转变为M ，最终组织为：M+K+A′+P（B ）。
二、回火过程中的组织转变：
第一阶段：
过饱和的碳原子向一定晶面偏聚，形成薄片状偏聚区。这些偏聚区的碳含量高于M 中的的平均碳含量，随着回火温度的提高，ε型碳化物沿M 的惯析面析出，ε型碳化物是由几十埃的小粒子组成约1000埃左右的条状薄片。（参考洛阳轴承研究所的微观释义）
第二阶段：
残余A 发生分解，此时残余A 的转变为过饱和的α固溶体和碳化物组成的混合体，其产物类似于下B 和回火M 。GCr15钢在正常的淬火工艺下所获得的残余A ，当回火温度达到250℃左右并保持一定时间，就将分解完毕。
第三阶段：
K 将聚集长大，并向Fe3C 型K 转变，在碳原子偏聚区形成Fe3C 。
M 是碳在α_Fe中的过饱和固溶体，是亚稳定相，过饱和的碳原子有从固溶体中自发析出的趋势，低温回火就是不断的从M 内析出与M 共格的ε碳化物。
低温回火析出的ε碳化物是极薄的层，在普通金相显微镜下是看不到的，其析出的结果，是M 的抗腐蚀能力大大降低，所以试样经浸蚀后，在显微镜下颜色发暗（国外的轴承钢淬火回火后腐蚀就不存在这种情况，反而是表面发黄和球化组织腐蚀时出现一样的特征，估计原因可能是他们用的材料的问题，虽然是GCr15但是其中所添加的微量元素，却是轴承公司要求添加的，而且现在也不知道具体成分。）回火温度越高，这种特征越明显。
三、淬火工艺参数对组织形态的影响：
随淬火温度的升高，残留的K 变小，变少，晶粒变粗，残余A 增多。
淬火的M 可按M 粗细分为：隐晶M ，细小结晶M ，针状M 。淬火温度越高，M 越粗，其形态逐渐由隐晶M 向细小结晶M ，针状M 转变，直到最后全部转变为粗大的针状M 。
在金相组织中往往见到一些黑区和白区，这主要是由于原材料中的粒状K 分布不均所造成的，黑区往往是残余K 教集中区，白区则是残留K 较稀少区（参考洛阳轴承研究所组织判定方法）。这也造成在评级过程中以黑白区所占比例的多少来评定组织的好坏，这是不正确的判断方法，所谓的“黑区”是隐晶M 区，因为隐晶M 在光学显微镜下很难看清其真正形貌，所以显示为模糊的“黑区”，而“白区”则是细小结晶M 和残余A ，在显微镜下也很难辨别区分，所以显示为“白区”。
上述的组织判定方法是个人的一些看法，其中难免有不正确之处，希望各位能够及时提出并指正。
四、回火组织评定的原则：
1、按M 粗细程度和残余A 数量；
2、按残余K 数量多少和颗粒大小；
3、按屈氏体组织的形态、大小和数量。（由于出现在中高温回火中，所以没有相关图片提供）
五、淬回火组织级别说明：
1级：
隐晶M+较多的残留K 和少量的残余A
说明：基体组织细而均匀，残留K 多而颗粒较粗，残留A 光学显微镜下看不到，轻腐蚀后有时会出现小块状屈氏体。（欠热组织）
2级：
隐晶M+细小结晶M+适量的残留K+残余A
说明：
以隐晶M 为主，残留K 沿晶界不断溶解，并出现布纹状的细小结晶M ，白色区增多，残留A 显示不明显。
3级：
细小结晶M+隐晶M+少量细小针状M+较少量残留K+残余A
说明：基体组织黑白差明显，白色区组织为布纹状且局部出现细小针状M ，但针状M 在500倍光学显微镜下显示不清晰。残留K 不大于2级（点链状K 增多，条状K 稍粗，局部K 形成断续大晶格网格，不封闭）。
4级：
细小结晶M+隐晶M+少量细小针状M+较少量残余K+较多残余A
说明：基体组织较粗，黑白差异大，白色区出现细小针状，M 细小针间出现残余A 墙，残留K 减少，颗粒细，局部区域K 已经全部溶解。
5级：
细小结晶M+少量隐晶M+局部小针状M+少量残留K+较多残余A
说明：基体组织粗，黑白差异大，白区增多，局部区域有明显的细小针状M 间有残余A 显示，残留K 颗粒更细或K 颗粒大小和分布均匀性很差，局部区域K 已经全部溶解。
钢滚动轴承零件热处理技术条件》标准
热处理工艺：860油淬+150回火
腐蚀条件：4%硝酸酒精，腐蚀状况：正常
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2008-12-13 13:19
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正常淬火后的金相组织应为隐晶马氏体，在其上分布着未溶解的碳化物。其光学显微组织通常由黑、白相间的两种马氏体区域所组成，在黑色马氏体区域中存在较多的碳化物颗粒，白色区域中比较少。具体检验时，首先应当利用光学显微镜在500倍的条件下检查制备好的金相样品的显微组织中是否出现明显的粗针状马氏体及明显残余奥氏体。对于绝大多数轴承零件讲，淬、回火马氏体的最高合格级别是5级，即，马氏体基体中的任何区域中不允许出现粗针状马氏体，应当保证基体的黑、白区域均是属于隐晶马氏体的范畴。如果没有粗针状马氏体，再根据实际技术要求，其体判定淬回火马氏体中黑白区域的比例，以确定淬
回火马氏体的级别。在淬回火马氏体级别为3级时，黑、白区域的比例是均等的；5级时，白亮区域的马氏体的视场份额在70%左右。当淬回火马氏体的级别为6级时，在白亮的马氏体区域中，会出现明显的零星分布的局部粗针状马氏体及残余奥氏体的岛状区域，实践中这是一个非常明确的判定标准。
从图片上看，碳化物颗粒略粗，白区较多，有少量细针状马氏体，依据JB/T1255-2001标准评定，应为3~4级之间，碳化物颗粒较粗的原因估计是球化退火后碳化物颗粒大小不均匀造成的，而不是由于淬火加热引起的。