针对滚动轴承特点、轴承钢类型以及国内外轴承钢差距，本文对国内外高端装备用轴承需求、国内外轴承钢品种、轴承钢生产装备与冶金质量、轴承钢热处理技术以及轴承钢质量性能评价技术等发展现状进行了综述，指出了国内外高端装备用轴承钢在冶炼流程的超纯净控制、新型热处理技术和新型轴承钢研发对提升轴承长寿命的巨大作用，提出了未来基于夹杂物、碳化物和基体组织细质化、均匀化和稳定化的传统轴承钢质量性能提升、髙性能热处理研发、新型轴承钢材料创新以及加强抗疲劳基础理论研究的发展方向和大幅度提升轴承钢接触疲劳寿命的发展目标。

采用120 t BOF冶炼→LF精炼→RH真空处理→CCM连铸（240 mm×240 mm）→Φ55 mm和Φ60 mm棒材轧制工艺流程生产汽车轮毂用S55C中碳轴承钢（0.54%～0.56%C）。转炉高拉碳,终点[C]≥0.10%,并配备下渣红外检测系统;LF精炼渣碱度控制在4.0～6.5;RH精炼在≤66.7 Pa的高真空下循环脱气,脱气后软吹时间≥40 min;连铸全程保护浇铸,采用结晶器电磁搅拌（M-EMS）和末端电磁搅拌（F-EMS）以及轻压下技术,轧钢终轧温度880～950℃的控制轧制等。检验结果表明,成品材中氧含量≤0.001 0%,钛含量≤0.001 5%。钢材内部质量满足超声A级,并且经水浸超声探伤无宏观缺陷及大型夹杂物。纵向疲劳试验结果表明材料疲劳寿命超过10 ⁷次。

GCr15轴承钢(/%:0.95～1.05C,0.20～0.30Si,0.30～0.40Mn,1.40～1.50Cr)300 mm×400 mm连铸坯的生产流程为120 t BOF-LF-RH-CC-连轧至Φ60 mm材。生产试验了连铸坯1 180～1 260℃高温扩散时间4.5～24 h对Φ60 mm热轧材碳化物带状的影响。结果表明,随保温时间的增加,热轧材带状级别降低,当保温时间为4.5～6.5 h、6.5～10 h和≥13 h时,Φ60 mm材的带状级别分别达2.5级、2.0级和1.5级。可根据不同带状级别要求,设定相应的保温时间。

对轴承钢的冷装和热装加热进行实验室热模拟,对不同热装温度加热后的铸坯晶粒度级别进行分析,对比冷装条件下晶粒度,找到合理的热装温度。试验结果表明,当热装温度超过700℃,其铸坯组织的晶粒和冷装相比明显变得粗大,晶粒度级别在1～2级;根据生产现场连铸坯相变前的平均冷却速度为0.41℃/s,GCr15轴承钢连铸坯的热装温度应控制在670℃以下。

研究了G20CrNi2Mo轴承钢电渣重熔过程自耗电极对电渣锭洁净度的影响。结果表明,电渣锭洁净度与自耗电极的冶金质量有较大的相关性。随着自耗电极氧含量的升高,电渣锭氧含量呈升高趋势。通过扫描电镜-能谱仪分析发现,氧含量较高的自耗电极中低熔点CaO-MgO-Al ₂O ₃夹杂物数量比低氧含量自耗电极的要多。由于低熔点夹杂物与钢液的界面能较低,限制了其在电渣重熔过程中的去除效率,从而导致电渣锭氧含量较高。通过电弧炉出钢高拉碳操作,氧含量低于0. 002 0%的锭子数量占到总量的90%以上。

对GCr15轴承钢在电渣过程中施加电磁搅拌,分析电磁搅拌对电渣铸锭凝固组织和化学成分的影响。结果表明,电磁搅拌可以显著改善电渣铸锭凝固过程传热条件,减少GCr15电渣锭网状碳化物的形成。同时,由于电磁搅拌的作用,电渣锭的C、Cr等主要元素成分偏析指数稳定控制在1.03以下。当搅拌电流为50 A至200 A,频率为6Hz时,电渣锭中心无网状碳化物形成,碳偏析指数为1.02。

利用射钉法测定了240 mm×240 mm断面高碳铬轴承钢GCr15的铸坯凝固坯壳厚度,并根据凝固定律计算了其液相穴长度和综合凝固系数,针对凝固率0.65、0.75进行计算得出F-EMS在不同拉速条件下的电磁搅拌位置。同时,与该铸机二级模型计算结果进行对比,在不改变末端电搅位置(9.4 m)的情况下,讨论了拉速对连铸坯质量的影响。并采用特斯拉计HT201对末端电磁搅拌磁感应强度进行了测量,找出凝固末端电磁搅拌最佳工艺参数。结果表明,拉速由原来的0.68 m/min提高至0.75 m/min,效果更好;电搅参数优化为电流450 A,频率8 Hz;工艺改进后,中心碳偏析合格率从75%提高至92%。

对“120 t BOF-LF-RH-CC”流程GCrl5轴承钢的洁净度研究结果表明,LF精炼结束以A1 ₂O ₃ • MgO尖 晶石和Al ₂O ₃-MgO-CaO夹杂为主,RH真空处理后, Al ₂O ₃ - MgO尖晶石几乎全部消失，钢中夹杂物以液态钙铝酸盐为主,T.0含量降至5.3x10 ^-6；浇注过程中间包重新成Al ₂ O ₃ - MgO尖晶石;RH终点和中间包钢水以及连铸坯未发现≥20um钙铝酸盐夹杂。

铸坯高中心等轴晶率及小的二次枝晶臂间距有利于降低高碳钢M+E-EMS连铸坯中心偏析。通过建立GCr15钢220 mm×260 mm连铸坯耦合有限元-元胞自动机模型(CAFE)及二次枝晶臂间距(SDAS)模型,研究结晶器电磁搅拌、过热度和拉速对中心等轴晶率及二次枝晶臂间距的影响。结果表明,相比于拉速,过热度和结晶器电磁搅拌对其影响明显。随着过热度降低及结晶器电磁搅拌强度增加,铸坯中心等轴晶率增加而二次枝晶臂间距减小,而拉速对凝固终点和中心固相率影响大。工业试验结果表明,采用结晶器与凝固末端电磁搅拌,相比于过热度35℃和拉速0.75 m/min,控制过热度小于25℃且拉速调整为0.8 m/min时,轴承钢GCr15铸坯中心等轴晶率由原27%增加至38%且二次枝晶臂间距细化,中心碳偏析指数由原1.06～1.39降至0.93～1.13。

生产Φ50～75 mm的GCr15轴承钢时,轧后棒材存在中心疏松缺陷。通过数值模拟研究,观察棒材心部等效应变的渗透情况,并对粗轧孔型工艺进行优化,将优化前一二道次的压下量从21 mm、58 mm分别增加到51 mm、85 mm,第三道次的压下量从60 mm减小到34 mm。等效应变值随着道次的增加,呈逐渐增大趋势,棒材中的拉应力在经工艺优化后变为压应力,变形均匀度也得到提升,促进了铸坯心部的变形,有利于中心孔洞的压合。工艺优化后轴承钢的探伤合格率由原93.25%提高到96.06%。

采用ASPEX自动扫描电子显微鏡夹杂物分析系统，结合热力学理论分析,研究了GCr15轴承钢LF 精炼终点CaO-MgO-Al ₂O ₃夹杂的形成机理。结果表明,LF精炼开始达到稳定时，钢液中的夹杂物主要以A1 ₂O ₃夹 杂为主，到LF精炼终点时演变成为近似球形的Al-Mg-Ca-(S)类复合夹杂。MgO • Al ₂O ₃/CaO • A1 ₂O ₃/A1 ₂O ₃夹杂的稳定存在区图表明，当钢液中Ca大于1.2x10 ^-6时,就可使MgO • A1 ₂O ₃转化为CaO-MgO-Al ₂O ₃夹杂。精炼过程优先形成MgO • A1 ₂O ₃夹杂,随后,Ca会与钢液中的MgO -Al ₂O ₃夹杂发生反应，进而形成CaO-MgO-Al ₂O ₃复合夹杂。由于在钢液凝固过程中CaS夹杂的析出，因此，最终试样钢中检测到了 CaO-MgO-Al ₂O ₃-(CaS)复合氧化物夹杂。

通过建立的夹杂物穿越钢渣界面运动模型，研究了精炼渣对夹杂物的吸附现象。结果表明，夹杂物 粒径、表面张力和熔渣粘度是影响夹杂物冲破钢渣界面的重要参数，大型夹杂物中粒径和熔渣粘度起决定作用，而 ≤ 20㎛ 级别的小型夹杂物中仅表面张力起决定作用;大型夹杂物冲破钢渣界面的能力远大于小型夹杂物。针对 小型夹杂物难以吸附的问题，运用了夹杂物运动模型和熔渣、钢液表面张力模型，研究了表面张力对吸附过程的影 响。结果表明，直径≤ 122.9 ㎛尺寸的夹杂物均无法穿越钢渣界面，回弹至钢液一侧，由此得出：无法通过调整精 炼渣用以吸附≤ 122.9 ㎛夹杂物以达到进一步降低钢中氧含量的目的。

试验9Cr18Mo轴承钢(/%:0.98C,0.21Si，0.32Mn，0.005P，＜0.001S，16.95Cr，0.51Mo)经500 kg真空感应炉(VIM)-电渣重熔(ESR)-真空自耗重熔(VAR)三联工艺冶炼,锻造开坯并轧成Φ30 mm棒材。试验和分析了9Cr18Mo钢中的气体、有害元素的含量和非金属夹杂物。结果表明，三联工艺是提高轴承钢洁净度的有效方法，试验9Cr18Mo钢中氧含量0.0008%，氮含量0.0038%，硫含量＜0.001%，通过控制原材料的Ti和五害元素含量，成品材中Ti＜0.002%，Sn，As和Sb分别＜0.002%,Pb和Bi分别＜0.000 1%;三联工艺钢中非金属夹杂物数量少，90%以上的夹杂物尺寸小于3μm，达到了很高的洁净度水平。

通过电弧炉出钢加铝铁、硅铁脱氧,LF精炼初渣的组分为(/%:27.39~37.34 Al ₂O _3，38.42~38.68 CaO，14.20~18.38 SiO _2，8.50~10.72 MgO，0.82~0.89 FeO，0.27~0.33 MnO，0.69~0.74 S，0.66~0.75TiO ₂，（CaO）/（SiO ₂）=2.09~2.72，（CaO）/（Al ₂O ₃）=1.04~1.40)，LF终点T[O]为0.0012%~0.0019%,T[N]为0.0043%~0.0050%，[Ti]0.002%和[Ca]0.006%~0.009%。GCr15轴承钢LF精炼终点氧化物夹杂分析结果表明，钢中主要氧化物夹杂为镁铝尖晶石（MgO·Al ₂O ₃）和钙镁铝尖晶石氧化物（CaO·MgO·Al ₂O ₃）。镁铝尖晶石平均尺寸低于0.5μm，当有MnS、TiN等在其上析出后平均尺寸增大。钙镁铝尖晶石平均尺寸通常在2μm以上，在精炼温度下呈液态，易在钢中聚集长大，其尺寸（1.39~2.12μm）比固态的钙镁铝尖晶石-MnS夹杂物大，且更被精炼渣吸收并上浮去除。随着精炼过程钢液中的硫含量降低，以这两类尖晶石为核心的含MnS的复合夹杂物的平均尺寸降低。适当降低精炼终点渣中MgO的含量、光学碱度和黏度可以减少钢中夹杂物的数量并降低其平均尺寸。

利用膨胀法在DIL805A型淬火膨胀仪对高温轴承钢M50（/%:0.82C,4.25Cr,4.17Mo,1.03V）开展了临界点测定及冷却速度0.02～40℃/s的连续冷却转变试验,并绘制了静态CCT曲线,结合室温下的显微组织以及维氏硬度分析,系统研究了冷却速率及奥氏体化温度（1 000℃和1 120℃）对高温轴承钢M50组织转变以及静态CCT曲线的变化影响。结果表明:高温轴承钢M50的临界点不受奥氏体化温度影响,A _c1与Accm温度分别为808℃和852℃;珠光体转变的临界冷速为0.05℃/s,奥氏体化温度的提高促进了马氏体转变起始温度的降低以及贝氏体转变区间在静态CCT曲线上的右移,并且显著提升了高温轴承钢M50在较低冷却速率条件下的室温硬度。

建立了考虑δ/γ相变的GCr15轴承钢大方坯连铸凝固两相区溶质微观偏析模型,并应用于220 mm ×260 mm铸坯的凝固传热。结果表明:通过模型可以获得高碳钢精确的固液相线温度,以及温度与固相率的关系;GCr15轴承钢大方坯凝固过程仅析出γ相,凝固末期S、P和C元素的偏析严重;固相率越大,冷却速率对偏析度的影响更明显;S和P元素含量以及冷却速率对零塑性温度（ZDT）影响较大;采用基于凝固传热模型优化的连铸工艺后,铸坯中心碳偏析指数控制在0.961.05,且铸坯未产生内裂纹。

针对服役条件要求苛刻的55SiCr气门弹簧钢,采用高温管式炉试验研究了低氧条件下向钢中加入SiCaBa合金的脱氧、脱硫及夹杂物控制规律。结果表明,SiCaBa合金有进一步深脱氧、深脱硫的效果,并可细化夹杂物尺寸;在钢中加入0.48 kg/t _钢的SiCaBa合金（49.8%Si-25.6%Ca-11.1%Ba）和Fe ₂O ₃含量低于1%的精炼渣能使T[O]和[S]分别降至11×10 ^-6和8×10 ^-6。

20CrMnTiH钢的工艺流程为100t转炉-LF-VD-方坯连铸-轧制。通过采取提高转炉出钢[C]≥0.08%,优化LF精炼渣系,控制渣中CaO/Al ₂O ₃ 1.5～1.7,用喂SiCa线代替喂Ca线,防止钢水二次氧化等措施,20CrMnTiH齿轮钢氧含量0.0015%～0.0019%和夹杂物级别≤1.5。

阐述了钙处理夹杂物变性的热力学和动力学理论基础。通过LF-VD流程试验,在无钙处理条件下,除低碳钢外,中、高碳钢钢水可浇性良好,钢中Ca含量可控制≤0.001%,D类、Ds非金属夹杂物≤1.0级命中率得到明显提升;通过优化精炼渣组成,并采用了一种含硫铝镇静钢后置硫合金化的方法,可以改善夹杂物的形态,得到细小、弥散分布的(Ca/Mn)·S夹杂物,从而提高钢的切削性能。