| 国外轴承热处理 |
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| 日期：2007-8-12 20:39:46 人气：60 [大 中 小] |
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热处理质量好坏直接关系着后续的加工质量以致最终影响零件的使用性能及寿命，同时热处理又是机械行业的能源消耗大户和污染大户。近年来，随着科学技术的进步及其在热处理方面的应用，热处理技术的发展主要体现在以下几个方面：
（1） 清洁热处理 热处理生产形成的废水、废气、废盐、粉尘、噪声及电磁辐射等均会对环境造成污染。解决热处理的环境污染问题，实行清洁热处理（或称绿色环保热处理）是发达国家热处理技术发展的方向之一。为减少SO2、CO、CO2、粉尘及煤渣的排放，已基本杜绝使用煤作燃料，重油的使用量也越来越少，改用轻油的居多，天然气仍然是最理想的燃料。燃烧炉的废热利用已达到很高的程度，燃烧器结构的优化和空-燃比的严格控制保证了合理燃烧的前提下，使NOX和CO降低到最低限度；使用气体渗碳、碳氮共渗及真空热处理技术替代盐浴处理以减少废盐及含CN-有毒物对水源的污染；采用水溶性合成淬火油代替部分淬火油，采用生物可降解植物油代替部分矿物油以减少油污染。
（2） 精密热处理 精密热处理有两方面的含义：一方面是根据零件的使用要求、材料、结构尺寸，利用物理冶金知识及先进的计算机模拟和检测技术，优化工艺参数，达到所需的性能或最大限度地发挥材料的潜力；另一方面是充分保证优化工艺的稳定性，实现产品质量分散度很小（或为零）及热处理畸变为零。
（3） 节能热处理 科学的生产和能源管理是能源有效利用的最有潜力的因素，建立专业热处理厂以保证满负荷生产、充分发挥设备能力是科学管理的选择。在热处理能源结构方面，优先选择一次能源；充分利用废热、余热；采用耗能低、周期短的工艺代替周期长、耗能大的工艺等。
（4） 少无氧化热处理 由采用保护气氛加热替代氧化气氛加热到精确控制碳势、氮势的可控气氛加热，热处理后零件的性能得到提高，热处理缺陷如脱碳、裂纹等大大减少，热处理后的精加工留量减少，提高了材料的利用率和机加工效率。真空加热气淬、真空或低压渗碳、渗氮、氮碳共渗及渗硼等可明显改善质量、减少畸变、提高寿命。
轴承零件的热处理质量控制在整个机械行业是最为严格的。轴承热处理在过去的20来年里取得了很大的进步，主要表现在以下几个方面：热处理基础理论的研究；热处理工艺及应用技术的研究；新型热处理装备及相关技术的开发。
1 高碳铬轴承钢的退火
高碳铬轴承钢的球化退火是为了获得铁素体基体上均匀分布着细、小、匀、圆的碳化物颗粒的组织，为以后的冷加工及最终的淬回火作组织准备。传统的球化退火工艺是在略高于Ac1的温度（如GCr15为780~810℃）保温后随炉缓慢冷却（25℃/h）至650℃以下出炉空冷。该工艺热处理时间长（20h以上）[1]，且退火后碳化物的颗粒不均匀，影响以后的冷加工及最终的淬回火组织和性能。之后，根据过冷奥氏体的转变特点，开发等温球化退火工艺：在加热后快冷至Ar1以下某一温度范围内（690~720℃）进行等温，在等温过程中完成奥氏体向铁素体和碳化物的转变，转变完成后可直接出炉空冷。该工艺的优点是节省热处理时间（整个工艺约12~18h）, 处理后的组织中碳化物细小均匀。另一种节省时间的工艺是重复球化退火：第一次加热到810℃后冷却至650℃，再加热到790℃后冷却到650℃出炉空冷。该工艺虽可节省一定的时间，但工艺操作较繁。
2 高碳铬轴承钢的马氏体淬回火
2.1常规马氏体淬回火的组织与性能
近20年来，常规的高碳铬轴承钢的马氏体淬回火工艺的发展主要分两个方面：一方面是开展淬回火工艺参数对组织和性能的影响，如淬回火过程中的组织转变、残余奥氏体的分解、淬回火后的韧性与疲劳性能等[2~10]；另一方面是淬回火的工艺性能，如淬火条件对尺寸和变形的影响、尺寸稳定性等[11~13]。
常规马氏体淬火后的组织为马氏体、残余奥氏体和未溶（残留）碳化物组成。其中，马氏体的组织形态又可分为两类：在金相显微镜下（放大倍数一般低于1000倍），马氏体可分为板条状马氏体和片状马氏体两类典型组织，一般淬火后为板条和片状马氏体的混合组织，或称介于二者之间的中间形态—枣核状马氏体（轴承行业上所谓的隐晶马氏体、结晶马氏体）；在高倍电镜下，其亚结构可分为位错缠结和孪晶。其具体的组织形态主要取决于基体的碳含量，奥氏体温度越高，原始组织越不稳定，则奥氏体基体的碳含量越高，淬后组织中残余奥氏体越多，片状马氏体越多，尺寸越大，亚结构中孪晶的比例越大，且易形成淬火显微裂纹。一般，基体碳含量低于0.3%时，马氏体主要是位错亚结构为主的板条马氏体；基体碳含量高于0.6%时，马氏体是位错和孪晶混合亚结构的片状马氏体；基体碳含量为0.75%时，出现带有明显中脊面的大片状马氏体，且片状马氏体生长时相互撞击处带有显微裂纹[8]。与此同时，随奥氏体化温度的提高，淬后硬度提高，韧性下降，但奥氏体化温度过高则因淬后残余奥氏体过多而导致硬度下降。
常规马氏体淬火后的组织中残余奥氏体的含量一般为6~15%，残余奥氏体为软的亚稳定相，在一定的条件下（如回火、自然时效或零件的使用过程中），其失稳发生分解为马氏体或贝氏体。分解带来的后果是零件的硬度提高，韧性下降，尺寸发生变化而影响零件的尺寸精度甚至正常工作。对尺寸精度要求较高的轴承零件，一般希望残余奥氏体越少越好，如淬火后进行补充水冷或深冷处理，采用较高温度的回火等[12~14]。但残余奥氏体可提高韧性和裂纹扩展抗力，一定的条件下，工件表层的残余奥氏体还可降低接触应力集中，提高轴承的接触疲劳寿命，这种情况下在工艺和材料的成分上采取一定的措施来保留一定量的残余奥氏体并提高其稳定性，如加入奥氏体稳定化元素Si、Mn, 进行稳定化处理等[15,16]。
2.2常规马氏体淬回火工艺
常规高碳铬轴承钢马氏体淬回火为：把轴承零件加热到830~860℃保温后，在油中进行淬火，之后进行低温回火。淬回火后的力学性能除淬前的原始组织、淬火工艺有关外，还很大程度上取决于回火温度及时间。随回火温度升高和保温时间的延长，硬度下降，强度和韧性提高。可根据零件的工作要求选择合适的回火工艺：GCr15钢制轴承零件：150~180℃；GCr15SiMn钢制轴承零件：170~190℃。对有特殊要求的零件或采用较高温度回火以提高轴承的使用温度，或在淬火与回火之间进行-50~-78℃的冷处理以提高轴承的尺寸稳定性，或进行马氏体分级淬火以稳定残余奥氏体获得高的尺寸稳定性和较高的韧性。
不少学者对加热过程中的转变进行了研究[2，7~9,17]，如奥氏体的形成、奥氏体的再结晶、残留碳化物的分布及使用非球化组织作为原始组织等。
G. Lowisch等[3，8]两次奥氏体化后淬火的轴承钢100Cr6的机械性能进行了研究：首先，进行1050℃奥氏体化并快冷至550℃保温后空冷，得到均匀的细片状珠光体，随后进行850℃二次奥氏体化、淬油，其淬后组织中马氏体及碳化物的尺寸细小、马氏体基体的碳含量及残余奥氏体含量较高，通过较高温度的回火使奥氏体分解，马氏体中析出大量的微细碳化物，降低淬火应力，提高硬度、强韧性和轴承的承载能力。在接触应力的作用下，其性能如何，需进行进一步的研究，但可推测：其接触疲劳性能应优于常规淬火。
酒井久裕等[7]对循环热处理后的SUJ2轴承钢的显微组织及机械性能进行了研究：先加热到1000℃保温0.5h使球状碳化物固溶，然后，预冷至850℃淬油。接着重复1~10次由快速加热到750℃、保温1min后油冷至室温的热循环，最后快速加热到680℃保温5min油冷。此时组织为超细铁素体加细密的碳化物（铁素体晶粒度小于2μm、碳化物小于0.2μm），在710℃下出现超塑性（断裂延伸率可到500%），可利用材料的这一特性进行轴承零件的温加工成型。最后，加热到800℃保温淬油并进行160℃回火。经这种处理后，接触疲劳寿命L10比常规处理大幅度提高，其失效形式由常规处理的早期失效型变为磨损失效型。
轴承钢经820℃奥氏体化后在250℃进行短时分级等温空冷，接着进行180℃回火，可使淬后的马氏体中碳浓度分布更为均匀，冲击韧性比常规淬回火提高一倍。因此，В.В.БЁЛОЗЕРОВ等提出把马氏体的碳浓度均匀程度可作为热处理零件的补充质量标准[6]。
2.3 马氏体淬回火的变形及尺寸稳定性
马氏体淬回火过程中，由于零件各个部位的冷却不均匀，不可避免地出现热应力和组织应力而导致零件的变形。淬回火后零件的变形（包括尺寸变化和形状变化）受很多因素影响，是一个相当复杂的问题。如零件的形状与尺寸、原始组织的均匀性、淬火前的粗加工状态（车削时进刀量的大小、机加工的残余应力等）、淬火时的加热速度与温度、工件的摆放方式、入油方式、淬火介质的特性与循环方式、介质的温度等均影响零件的变形。国内外对此进行了大量的研究，提出不少控制变形的措施，如采用旋转淬火、压模淬火、控制零件的入油方式等[11,13，18]。Beck等人的研究表明：由蒸气膜阶段向沸腾期的转变温度过高时，大的冷速而产生大的热应力使低屈服点的奥氏体发生变形而导致零件的畸变。Lübben 等人认为变形是单个零件或零件之间浸油不均匀造成，尤其是采用新油是更易出现这种情形。Tensi等人认为：在Ms点的冷却速度对变形起决定性作用，在Ms点及以下温度采用低的冷速可减少变形。Volkmuth等人[13]系统研究了淬火介质（包括油及盐浴）对圆锥滚子轴承内外圈的淬火变形。结果表明：由于冷却方式不同，套圈的直径将有不同程度的“增大”，且随介质温度的提高，套圈大小端的直径增大程度趋于一致，即“喇叭”状变形减小，同时，套圈的椭圆变形（单一径向平面内的直径变动量Vdp、VDp）减小；内圈因刚度较大，其变形小于外圈。
马氏体淬回火后零件的尺寸稳定性主要受三种不同转变的影响[12,14]：碳从马氏体晶格中迁移形成ε-碳化物、残余奥氏体分解和形成Fe3C，三种转变相互叠加。50~120℃之间，由于ε-碳化物的沉淀析出，引起零件的体积缩小，一般零件在150℃回火后已完成这一转变，其对零件以后使用过程中的尺寸稳定性的影响可以忽略；100~250℃之间，残余奥氏体分解，转变为马氏体或贝氏体，将伴随着体积涨大；200℃以上，ε-碳化物向渗碳体转化，导致体积缩小。研究也表明：残余奥氏体在外载作用下或较低的温度下（甚至在室温下）也可发生分解，导致零件尺寸变化。因此，在实际使用中，所有的轴承零件的回火温度应高于使用温度50℃，对尺寸稳定性要求较高的零件要尽量降低残余奥氏体的含量，并采用较高的回火温度。
3贝氏体等温淬火
3.1 贝氏体淬火的组织与力学性能
高碳铬轴承钢经下贝氏体淬火后，其组织由下贝氏体、马氏体和残余碳化物组成。其中贝氏体为不规则相交的条片，条片为碳过饱和的α结构，其上分布着与片的长轴成55~60°的粒状或短杆状的碳化物，空间形态为凸透镜状，亚结构为位错缠结，未发现有孪晶亚结构。贝氏体的数量及形态因工艺条件不同而各异。随淬火温度的升高，贝氏体条变长；等温温度升高，贝氏体条变宽，碳化物颗粒变大，且贝氏体条之间的相交的角度变小，逐趋向于平行排列，形成类似与上贝氏体的结构；贝氏体转变是一个与等温转变时间有关的过程，等温淬火后的贝氏体量随等温时间的延长而增加[5,19]。
高碳铬轴承钢下贝氏体组织能提高钢的比例极限、屈服强度、抗弯强度和断面收缩率，与淬回火马氏体组织相比，具有更高的冲击韧性、断裂韧性及尺寸稳定性，表面应力状态为压应力. 高的门坎值ΔKth和低的裂纹扩展速度da/dN则代表贝氏体组织不易萌生裂纹，已有的裂纹或新萌生的裂纹也不易扩展[2,19,20]。
一般认为,全贝氏体或马/贝复合组织的耐磨性和接触疲劳性能低于淬火低温回火马氏体，与相近温度回火的马氏体组织的耐磨性和接触疲劳性能相近或略高。但润滑不良条件下(如煤浆或水这类介质)，全BL组织呈现出明显的优越性，具有比低温回火的M组织还要高的接触疲劳寿命，如水润滑时全BL组织的L10=168h，回火M组织的L10=52h[21]。
3.2生产应用
3.2.5应用效果
BL组织的突出特点是冲击韧性、断裂韧性、耐磨性、尺寸稳定性好，表面残余应力为压应力。因此适用于装配过盈量大、服役条件差的轴承，如承受大冲击负荷的铁路、轧机、起重机等轴承，润滑条件不良的矿山运输机械或矿山装卸系统、煤矿用轴承等。高碳铬轴承钢BL等温淬火工艺已在铁路、轧机轴承上得到成功应用，取得了较好效果。
(1)扩大了GCr15钢应用范围，一般地GCr15钢M淬火时套圈有效壁厚在12mm以下，但BL淬火时由于硝盐冷却能力强，若采用搅拌、串动、加水等措施，套圈有效壁厚可扩大至28 mm左右。
(2)硬度稳定、均匀性好
由于BL转变是一个缓慢过程，一般GCr15钢需4h，GCr18Mo钢需5h，套圈在硝盐中长时间等温，表面心部组织转变几乎同时进行，因此硬度稳定、均匀性好，一般GCr15钢BL淬火后硬度在59～61HRC,均匀性≤1 HRC，不象M 淬火时套圈壁厚稍大一些就出现硬度低、软点、均匀性差等问题。
(3)减少淬火、磨削裂纹
在铁路、轧机轴承生产中，由于套圈尺寸大、重量重，油淬火时M组织脆性大，为使淬火后获得高硬度常采取强冷却措施，结果导致淬火微裂纹；由于M淬火后表面为拉应力，在磨加工时磨削应力的叠加使整体应力水平提高，易形成磨削裂纹，造成批量废品。而BL淬火时，由于BL组织比M组织韧性好得多，同时表面形成高达-400～-500MPa的压应力，极大地减小了淬火裂纹倾向[19]；在磨加工时表面压应力抵消了部分磨削应力，使整体应力水平下降，大大减少了磨削裂纹。
（4）轴承使用寿命提高
对于承受大冲击载荷的铁路、轧机轴承等，经M淬火后使用时主要失效形式为：装配时内套开裂，使用过程中受冲击外圈挡边掉块、内圈碎裂，而等温淬火轴承由于冲击韧性好、表面压应力，无论装配时内套开裂，还是使用过程中外套挡边掉块、内套碎裂倾向性大大减小，且可降低滚子的边缘应力集中。因此，经等温淬火后比M淬火后平均寿命及可靠性提高。
SKF公司把高碳铬轴承钢贝氏体等温淬火工艺主要应用于铁路轴承、轧机轴承以及在特殊工况下使用的轴承，同时开发了适合于贝氏体淬火的钢种（SKF24、SKF25、100Mo7）[19]。其淬火时采用较长的等温时间，淬后得到全下贝氏体组织。近来SKF又研制出一种新钢种775V[22]，并通过特殊的等温淬火得到更均匀的下贝氏体，淬后硬度增加的同时其韧性比常规等温淬火提高60%，耐磨性提高了3倍，处理的套圈壁厚超过100mm。部分等温后得到M/BL复合组织的性能尚有争议，如BL的含量多少为最佳等。即使有一最佳含量，在生产实际中如何控制，且复合组织在等温后还需进行一次附加回火，增加了生产成本。FAG公司主要采用贝氏体分级淬火工艺，其具体的工艺状况不详。
4渗碳、渗氮及碳氮共渗
4.1 低碳钢渗碳、渗氮及碳氮共渗
渗碳是传统的表面化学热处理工艺，渗碳钢（低碳低合金钢、低碳高合金高温渗碳钢）经渗碳淬火后表面高硬耐磨、心部强韧。渗碳工艺发展一方面是渗碳介质的改进，如加入增加渗速的添加剂，采用强渗--扩散的交替循环工艺提高渗速、改善渗层组织等。
随着真空技术的发展，出现了真空低压渗碳及等离子渗碳。易普森等公司[23]开发的乙炔低压渗碳工艺是在10mbar以下的低压下，以乙炔为渗碳介质在真空炉内进行。其特点是渗速快、渗层均匀、碳黑少、渗后工件光亮；另外，对渗层要求较薄的冲压滚针轴承类零件碳氮共渗或渗碳而言，渗层深度、成分的控制及如何提高渗速更是一大难题，采用真空低压渗碳技术将有利用解决这些问题。
对高合金渗碳钢进行等离子渗碳可提高渗速、减少表面粗大碳化物的形成[24]。对低碳钢制滚针轴承内外圈及保持架采用渗氮或碳氮共渗，可提高其耐磨性及耐蚀性、降低摩擦系数。
4. 2高碳铬轴承钢的渗碳或碳氮共渗
高碳铬轴承钢一般是整体淬硬，淬后的残余应力为表面拉应力状态，易造成淬火裂纹、降低轴承的使用性能。通过对其进行渗碳、渗氮或碳氮共渗，提高表层的碳、氮含量，降低表面层的Ms点，在淬火过程中表面后发生转变而形成表面压应力，提高耐磨性及滚动接触疲劳性能[25，26]。最近的研究还表明：高碳铬轴承钢经渗碳或碳氮共渗后还可提高轴承在污染条件下的接触疲劳寿命[25~27]。一般，在淬火加热时，通过控制气氛的碳（氮）势，可达到以上目的。但如果对高碳铬轴承钢进行超常渗碳（碳势>2%），则必须加大加工余量，去除渗碳淬火后表层的粗大碳化物。
4. 3 工艺控制
渗碳（渗氮或碳氮共渗）气氛的检测和控制是关键参数，最早是采用露点仪、CO2红外分析仪，目前主要采用氧探头来检测碳势（或氮势），其反应速度快，可进行实时监控，配合CO2红外分析仪或其他测量措施（如易普森开发的HydroNit探头[28]）可对碳势（或氮势）实行精确控制。
工艺控制的另一方面是渗碳（渗氮或碳氮共渗）过程的计算机模拟控制。碳在钢中传递和扩散的计算机模拟开始于20世纪80年代，之后进一步开发了人机对话软件（Carb-o-Prof），使人们可以现场计算不同钢种在渗碳过程中任一时间碳的传递与扩散速度。该软件考虑了温度、碳势等工艺参数变化的影响，可以实现所需的表面碳含量及渗层深度的工艺参数的计算，并能根据工艺过程中的参数发生的变化或出现的干扰自动调整碳势、渗碳时间等工艺参数，以达到工件预定的要求。最近，又推出了“Carb-o-Prof-Expert”专家系统。该软件集成了大多数渗碳钢及渗碳淬火的物理冶金知识、设备性能、工件的技术要求等数据，只要向计算机输入工件的钢种、重量、几何尺寸、淬透性、渗层要求及炉型等数据，计算机便会输出一个渗碳工艺，并自动实现该工艺[29]。
5表面改性技术
5.2 离子注入
离子注人与其他表面强化技术相比，具有以下的显著优点：(1)离子注人后的零件，能很好地保持原有的尺寸精度和表面粗糙度，不需要再做其它表面加工处理,很适合于航空轴承等精密零件生产的最后一道工序；(2)原则上不受冶金学或平衡相图的限制，可根据零件的工作条件和技术要求，选择需要的任何注人元素，注人剂量和能量，获得预期的高耐磨性或耐腐蚀性等特殊要求的轴承表面，灵活性大，实用性强，对基体材料的选择也可以适当放宽，从而可节省贵重的高合金钢材和其它贵重金属材料；(3)注入层与基体材料结合牢固可靠、无明显界面，在使用中不会产生脱落和剥皮现象，这对提高轴承寿命和工作可靠性来说非常重要；(4)离子注人是一个非高温过程，可以在较低的温度下完成，零件不会发生回火、变形和表面氧化；（5）具有很好的可控性和重复性。欧美等国对离子注入进行了大量的研究[30~37]。
美国海军实验室从1979年起进行了轴承零件离子注入的研究，英国、丹麦和葡萄牙等国从1989年开始进行与美国海军实验室类似的工作。结果表明：注入铬离子能显著提高M50钢的抗腐蚀性能，而且抗接触疲劳性能也有所提高；此外还用注人硼离子来提高仪表轴承的抗磨损能力；对轴承钢52100进行氮等离子源离子注入（PSⅡ）后在表面形成薄层氮化物，可提高轴承钢的耐蚀性，用于代替昂贵的不锈钢；对SUS440C不锈钢球轴承进行氮、硼离子注入可减小球轴承微小摆动的微振磨损及轴承的灰尘排放，另外，对不锈钢进行（Ti+N）或（Ta+N）等离子体浸没离子注入（PSⅢ）可显著提高其显微硬度、耐磨性和寿命。
5.2 表面涂覆
表面涂覆技术包括：物理气相沉积（PVD）、化学气相沉积（CVD）、射频溅射（RF）、离子喷涂（Plasma spraying coating, PSC）、化学镀等[38~42]。PVD与CVD相比，其工艺过程中被处理工件的温生低，镀后不需再进行热处理，再轴承零件的表面处理中得到较广泛的应用。100Cr6、440C等钢制轴承零件经PVD、CVD或RF镀TiC、TiN、TiAlN等后，可提高轴承零件的耐磨性、接触疲劳抗力，降低表面摩擦系数。
SKF公司近年来开发了两种涂镀技术：一是采用PVD在轴承套圈及滚动体表面镀硬度极高的金刚石结构的碳（Diamond-Like Carbon, DLC），表面硬度比淬硬轴承钢高40~80%、摩擦系数类似于PTFE或MoS2，具有自润滑特性，且与基体结合良好、无剥落，轴承寿命、耐磨性大幅度提高，在断油的情况下仍可正常工作，被称为“NoWear bearing”[38]; 二是采用PSC在轴承的外圈外圆面喷涂一层100μm后的氧化铝，使轴承的绝缘能力高达1000V以上，通过增加氧化铝的厚度使轴承具有更高绝缘能力。涂镀的氧化铝与基体结合牢固，还可提高轴承的耐蚀性，镀后的轴承（INSOCOATTM bearing）可像一般轴承一样进行安装[39]。
低温离子渗硫是20世纪80年代后期出现的表面改性技术。其基本原理与离子渗氮相似，在一定的真空度下，利用高压直流电使含硫气体电离，生成的硫离子轰击工件表面，在工件表面与铁反应生成以FeS为主的10μm左右厚的硫化物层。硫化物是良好的固体润滑剂，有效地降低钢件接触表面的摩擦系数，且随载荷增大，摩擦系数进一步降低，因此可以大大提高重载下轴承的耐磨性，轴承的寿命可提高3倍左右。
低温磷化与渗硫的作用相似。通过把工件放置于40℃的TAP溶液（磷酸十三烷酸脂）中浸渗4h可在工件表面获得0.05~0.25μm厚的Fe2O3和Fe4(P2O7)3的表面层，降低摩擦系数、提高耐磨性。经磷化的M50钢轴承在短期断油的情况下不出现卡死，提高了轴承的可靠性[36]。
扩散渗铬是用气体方法（粉末法）在850~1100℃进行，时间为1~9h，根据零件所用钢种（ШХ15、95Х18、55СМ5ФА）及性能需要选用相应的温度和时间，在轴承生产及修复中均可使用。渗后扩散层由Cr2(NC)3、(Cr, Fe)23C6及(Cr, Fe)7C3组成，层深16~27μm，硬度1650~1900HV。渗铬并进行常规热处理后，耐热性、耐蚀性、耐磨性及接触疲劳强度均明显提高[42]。
6 表面加热淬火
感应加热表面淬火是使用较为广泛的方法之一，原苏联对对这一工艺的理论和生产应用开展了较多的研究[43~48]，其主要应用场合分两类：一是铁路轴承的表面感应加热淬火，采用新材料ШХ4钢制的套圈经感应加热淬火后，表面为硬而耐磨的马氏体组织，心部为韧性较好的索氏体、屈氏体，表面为高达500Mpa的压应力，其使用寿命比ШХ15СГ制轴承高1倍，并且完全消除了套圈使用时突然脆断的现象，提高了轴承的可靠性，性能与低碳钢渗碳淬火相似，但成本远低于后者。同时，也开发出相应的专用感应器和淬火设备，并把这一材料及感应淬火的成果推广到要求耐磨和高韧性的轧机轴承等重载轴承；感应加热表面淬火的另一应用是特大型轴承的热处理，减少大型轴承套圈的淬火变形和硬度不均匀性，同时节省设备的投资费用。日本[47]把表面感应加热淬火成功地应用于汽车等速完向节的热处理，包括阶梯轴、壳体内表面及滚道的淬火均由特制的感应圈一次加热完成。高频热处理和冷锻技术的应用使生产成本大大降低，产品的可靠性也大幅度提高。
激光等高能束表面热处理是近年来开发的新的热处理方法[49~50]，使用较多的CO2激光束。通过激光加热可获得0.25~2.0mm的硬化层，与其他表面硬化方法相比，其具有硬化层深度及位置控制精确、无变形等优点。高碳铬轴承钢零件经表面激光硬化后淬硬层的马氏体极细小、碳化物分布更均匀、残余奥氏体极少，比一般淬回火具有更高硬度和
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