軸承套圈表面脫碳是滾動軸承早期失效的重要原因之一，軸承鋼GCr15套圈球化退火過程局部表層脫碳包括全脫碳和局部脫碳，造成淬火表面硬度不足或淬火軟點，降低軸承耐磨性和接觸疲勞強度，導(dǎo)致早期失效，見圖1。

　　軸承鋼脫碳時，表層一定厚度的體積內(nèi)碳元素通過界面反應(yīng)氧化成氣態(tài)CO逸出材料，反應(yīng)速度由爐氣碳勢所控制；同時，表面碳原子濃度不斷降低、在表層形成碳濃度梯度的過程，由碳原子擴散速度所控制。從化學(xué)反應(yīng)角度上分析，球化退火溫度下，雖然鐵元素和碳元素均發(fā)生氧化，但是前者反應(yīng)產(chǎn)物是致密氧化鐵膜阻止了進(jìn)一步氧化發(fā)生，而碳的氧化以碳原子被氧化生成CO逸出表面導(dǎo)致表層含碳量降低，因碳元素是鋼的基礎(chǔ)強化元素，金屬學(xué)中特別以脫碳表達(dá)鋼材表面的碳元素氧化過程，以示與鐵和其他合金元素的氧化過程區(qū)別。脫碳導(dǎo)致顯微組織變化、強度指標(biāo)降低，惡化工件的服役性能和壽命的作用是很大的。
　　圖2示意說明GCr15套圈球化退火表層脫碳過程，其A1點為760℃，Acm點為900℃。根據(jù)軸承鋼含碳量為0.95~1.05%，套圈球化退火溫度設(shè)定為795℃，即加熱至A點保溫進(jìn)行球化退火。片狀珠光體球化驅(qū)動力來自滲碳體球化使表面能降低，因為球化前后滲碳體的體積不變，在體積恒定前提下，以球體表面積為Z小。室溫下晶格中的原子擴散能力不夠，片狀滲碳體以亞穩(wěn)態(tài)存在，當(dāng)加熱到設(shè)定球化溫度，晶格原子振動頻率和振幅加大，能夠擺脫晶格勢壘的約束進(jìn)行擴散，發(fā)生球化所需的滲碳體相晶格原子的溶解和重構(gòu)。依靠片狀滲碳體的球化過程是一個熱力學(xué)自發(fā)過程，但是僅僅依靠表面能差值驅(qū)動，球化驅(qū)動力比較小，是一個比較耗時的工藝過程。當(dāng)片狀珠光體在加熱到Ac1（760℃）以上溫度，首先發(fā)生鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。與鐵素體相比，奧氏體的溶碳能力要大得多，明顯促進(jìn)碳原子的遷移過程，有利于球化進(jìn)行；球化保溫時滲碳體首先開始局部溶解，使片狀滲碳體斷開為若干斷續(xù)片狀滲碳體，碳原子溶入奧氏體基體，通過奧氏體基體遷移到片狀滲碳體曲率較小處沉積，實現(xiàn)球化；同時由于在二相區(qū)保溫，材料處于殘余滲碳體和成分不均勻奧氏體狀態(tài)。在冷卻過程中，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體同時排出過飽和的碳原子，因為殘余滲碳體表面曲率不同，滲碳體長大時曲率小的部位碳元素沉積多、曲率大處沉積少，即傾向于球體方式長大，Z終形成以殘余滲碳體質(zhì)點為核心、均勻而細(xì)小的顆粒狀碳化物。這個過程可由圖2在A點保溫并緩冷球化說明；得到的金相組織是正常的軸承鋼球化退火組織。

　　如果爐氣碳勢較低使表面脫碳，表面含碳量進(jìn)入DC范圍，造成殘余滲碳體完全溶解，表層一定深度形成單相奧氏體。在隨后緩冷過程中，因為鋼中含鉻量較高，使得過冷奧氏體穩(wěn)定性高而不發(fā)生先共析析出；繼續(xù)冷卻到圖2所示的灰色的“偽共析區(qū)域”，過冷奧氏體發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變，形成片狀珠光體，是軸承鋼球化退火部分脫碳的特征金相組織。如果脫碳發(fā)生在D點附近，表層部分區(qū)域進(jìn)入單相奧氏體區(qū)域，其他部分仍舊處于奧氏體加殘余滲碳體的二相區(qū)，冷卻后前者發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變生成片狀珠光體，后者完成滲碳體球化過程，形成表層發(fā)生部分脫碳。由圖1（c）和（d）可見低倍視場樣品表面沒有形成厚度均勻的脫碳層或部分脫碳層，脫碳僅僅發(fā)生在表面局部地區(qū)；高倍視場中可見這些局部脫碳區(qū)片狀珠光體發(fā)育完好，層深約100微米，說明該體積單相奧氏體從高溫冷卻到A1溫度以下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，因此在球化退火加熱和保溫過程中，套圈表層這些局部區(qū)域生成單相奧氏體，其冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物僅僅生成珠光體而沒有先共析相生成，證明這些表層局部區(qū)域奧氏體含碳量處于接近共析成分的DC范圍中。
　　如果爐氣碳勢低于C，進(jìn)入鐵素體和奧氏體二相區(qū)，在高溫下即生成或多或少鐵素體相。如果碳勢靠近B點加上保溫時間較長，表面下會生成鐵素體層即全脫碳層見圖1（a），高倍下可見基體外側(cè)存在由奧氏體轉(zhuǎn)變生成的少量珠光體見圖1（b）。碳勢越低、保溫時間越長，全脫碳層深度越大。