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近年来,随着高速铁路、精密机床和风电等技术的迅速发展,对高性能滚动轴承的需求越来越大。国产滚动轴承在服役过程中存在的尺寸稳定性差和滚动接触疲劳寿命低等问题,严重制约了我国高端装备制造业的发展水平。针对这两个问题,本论文从材料的角度分别通过冷冻处理、形变热处理、Si-Mo合金化GCr15轴承钢结合预淬火工艺这三种方法来提高轴承材料的尺寸稳定性和强韧性。研究了冷冻和回火处理对残余奥氏体稳定性的影响,形变热处理提高轴承钢的韧性以及Si-Mo合金化GCr15轴承钢结合预淬火工艺提高材料的强韧性,揭示了冷冻和回火处理影响残余奥氏体稳定性的本质原因,提出了提高GCr15轴承钢韧性的形变热处理新工艺,设计开发了新型Si-Mo合金化GCr15轴承钢,分析探讨了工艺、微观组织和力学性能之间的相互关系。主要研究内容和结果如下:（1）冷冻和回火处理提高残余奥氏体的机械稳定性和热稳定性。实验结果表明:随着奥氏体化温度的升高,球状碳化物的溶解程度增大,从而导致室温微观组织中残余奥氏体量与残余奥氏体内碳含量的增加。同时,残余奥氏体的形貌随着奥氏体化温度的升高由薄膜状向块状转变。经过传统马氏体淬回火（QT）处理后,在860QT、920Q和1050QT试样微观组织中的残余奥氏体量分别为13.2%,21.6%和23.2%,残余奥氏体内碳含量通过XRD计算分别为0.78wt.%,0.91wt.%和1.07wt.%。然而,冷冻和回火处理（QST）明显降低残余奥氏体量并引起残余奥氏体内碳含量增加,在860QST、920QST和1050QST试样中残余奥氏体量分别为9.1%,11.3%和12.7%,残余奥氏体内碳含量分别为0.82wt.%,0.95wt.%和1.12wt.%。残余奥氏体的机械稳定性通过拉伸试验样品断裂前后残余奥氏体量的变化与真应变之间的指数衰减公式计算评价。与QT处理试样相比较,QST试样的残余奥氏体机械稳定性明显提高。此外,薄膜状残余奥氏体的机械稳定性高于块状残余奥氏体。残余奥氏体机械稳定性的增加主要是由于冷冻处理增加了残余奥氏体内的压应力,从而抑制拉伸过程中的应力-应变诱发马氏体相变。残余奥氏体的热稳定性通过差示扫描量热法（Differential Scanning calorimetry,DSC）测量计算升温过程中残余奥氏体分解的激活能来评价。结果表明在相同奥氏体化温度下,QT和QST样品中残余奥氏体分解的开始温度、峰值温度没有变化,但是QST样品中残余奥氏体分解的激活能增加,残余奥氏体热稳定性提高,说明冷冻和回火处理提高残余奥氏体的热稳定性。此外,残余奥氏体分解的开始温度、峰值温度和激活能随奥氏体化温度升高而增加,残余奥氏体内碳含量随奥氏体化温度升高而增加,说明残余奥氏体内的碳含量是决定奥氏体热稳定性的主要原因。（2）提出了适用于GCr15轴承钢的形变热处理新工艺,即:冷变形结合马氏体预淬火和贝氏体相变。实验结果表明:冷变形试样中的球状碳化物在奥氏体化过程中溶解程度变大并通过再结晶细化原奥氏体晶粒从而降低Ms（Martensite start temperature）温度,未变形和30%冷变形试样的原奥氏体晶粒大小分别为14.5μm和10.3μm,Ms温度分别为232°C和210°C。通过DIL805L热膨胀仪测量形变热处理工艺的热膨胀曲线,证实冷变形量对预淬火后贝氏体相变动力学影响,即:当冷变形量小于15%时,促进贝氏体相变;当冷变形量大于15%时,抑制贝氏体相变。30%冷变形试样通过200°C预淬火后在240°C进行贝氏体等温处理后得到的冲击韧性和断裂韧性分别为87J和39Mpa·m1/2,分别是传统QT处理后试样的1.8倍和2.6倍。硬度稍微降低,但仍然满足轴承钢对硬度5863HRC的使用要求。形变热处理试样中残余奥氏体的机械稳定性和材料的尺寸稳定性明显高于传统QT工艺处理的试样。韧性的提高,主要是因为形变热处理使原奥氏体晶粒和微观组织双细化,并形成稳定的富碳薄膜状残余奥氏体和高密度的界面。形变热处理过程的微观组织演变规律可以描述为:试样经过奥氏体化后,不同冷变形量的试样发生再结晶细化原奥氏体晶粒。在200°C下进行预淬火时,不同冷变形量的试样由于Ms温度的高低,预淬火马氏体量随冷变形量的增加而减少,同时预淬火过程形成的马氏体会分割奥氏体晶粒。在240°C进行贝氏体等温过程中,预淬火马氏体中的过饱和碳原子向邻近奥氏体内配分,稳定一部分邻近预淬火马氏体的未转变奥氏体,与此同时,贝氏体铁素体在远离预淬火马氏体的奥氏体贫碳区优先形核并向马氏体方向生长,再次分割奥氏体晶粒。最后,在淬火至室温过程中,部分碳含量低的未转变奥氏体发生马氏体相变并分割奥氏体晶粒,而临近预淬火马氏体的富碳奥氏体在室温组织中形成薄膜状残余奥氏体（<50nm）。由于多步相变分割奥氏体晶粒,从而形成大量的界面,室温组织中得到细化的马氏体/贝氏体复相组织。本文提出的形变热处理新工艺对于改善冷辗扩成形轴承套圈的淬火变形以及轴承滚动接触疲劳寿命的提高具有实际应用价值。（3）设计开发了成分为0.99C-0.43Mn-1.31Si-1.5Cr-0.26Mo的Si-Mo合金化GCr15轴承钢并结合预淬火和贝氏体相变工艺,获得部分纳米贝氏体组织,提高了材料的强韧性。通过DIL805L热膨胀仪研究了Si-Mo合金化GCr15轴承钢不同预淬火温度对200°C下贝氏体等温相变动力学的影响。实验结果证实Si-Mo合金化GCr15轴承钢经过140°C预淬火后贝氏体相变的孕育期最短。经过140°C预淬火后在200°C下等温2h得到的试样硬度为63HRC,冲击功达到72J,硬度与GCr15轴承钢经传统QT处理后试样相同,冲击功是GCr15轴承钢传统QT热处理后试样的1.6倍,达到了减少热处理工艺时间和强韧性提高的预期目标。通过SEM、TEM和XRD等表征方法揭示了Si-Mo合金化轴承钢经过预淬火和贝氏体相变后的微观组织演变规律为:预淬火后形成较细小的预淬火马氏体并分割原奥氏体晶粒。随后的贝氏体相变过程中,由于预淬火马氏体使临近的未转变奥氏体内铁素体形核位置增加,从而促进了纳米贝氏体相变的进行。残余奥氏体以薄膜状存在于纳米贝氏体中,尺寸小于50nm。Si的固溶强化和纳米贝氏体的类析出强化是Si-Mo合金化轴承钢具有高强度的主要原因。韧性提高是由于初始淬火马氏体的软化、薄膜状奥氏体的生成以及适量纳米贝氏体的存在。经过进一步的工艺优化和发展,本文设计的Si-Mo合金化GCr15轴承钢,有望成为GCr15轴承钢之后的又一种具有潜在应用价值的新型轴承钢。