18CrNiMo7-6钢的热处理工艺研究

本文对18CrNiMo7-6渗碳钢进行了不同热处理工艺试验,预备热处理采用调质、正回火工艺,渗碳后采用一次淬火、二次淬火工艺进行对比。采用金相法检验预备热处理后的金相组织、渗碳后的心部组织,和碳化物级别、马氏体、残余奥氏体、内氧化的评级等;同时对预备热处理后材料的力学性能进行了检验。结果表明:采用调质预备热处理、渗碳后二次淬火工艺的18CrNiMo7-6渗碳钢的渗碳层性能指标最好,适用于高参数齿轮渗碳淬火。     

18CrNiMo7-6钢齿轮组织性能异常分析

某18CrNiMo7-6钢生产的齿轮因为组织性能异常,在铣齿过程中齿根位置出现难加工的问题。采用光学显微镜、场发射扫描电镜以及EPMA电子探针分析18CrNiMo7-6钢齿轮组织性能异常的原因。结果表明,该齿轮出现难加工的原因是齿根位置出现大量贝氏体导致硬度过高。EPMA电子探针验证了齿根位置贝氏体的出现与元素偏析有关。JMatPro计算结果表明,C与合金元素含量增加使贝氏体转变的温度范围扩大,贝氏体转变的临界速率降低,使钢能够在较低的冷却速率下产生贝氏体组织,合金元素中Cr、Mn对贝氏体转变的影响效果最为显著。当C与合金元素Mn、Cr的含量增加50%左右时,贝氏体转变的临界冷速由0.1 ℃/s 降低为0.02 ℃/s,0.1 ℃/s冷速下贝氏体转变温度范围扩大到49 ℃。     

高速中间轴齿轮开裂失效分析

某齿轮箱中的18CrNiMo7-6钢高速中间轴齿轮在渗碳淬火磨齿后做动平衡试验过程中出现振动异响,拆机后发现中间轴齿轮在轴径处出现明显的轴向裂纹。通过宏观观察、多次切割后找到裂纹源位于大轴齿轮心部,在裂纹源处取样进行化学成分、显微组织分析等方法对开裂位置进行研究。结果表明,由于大型齿坯锻件去氢处理不完全,随着时间的推移,氢原子聚集形成氢分子,在工件内部造成应力集中,导致该轴齿轮在渗碳淬火磨齿后发生延迟性氢脆开裂,引起轴齿轮失效。     

18CrNiMo7-6钢重载内齿轮渗碳淬火工艺

某减速器重载内齿轮要求进行渗碳淬火处理,因内齿轮结构属于大型薄壁零件,采用常规渗碳淬火方法进行处理后齿部畸变较大,磨齿后公法线尺寸不满足技术要求,造成工件报废。通过渗碳前增加去应力退火工序、增加渗碳时预热工艺、降低渗碳温度及降低冷却强度等方式,解决了重载内齿轮渗碳后齿部畸变超差问题,为薄壁重载内齿轮渗碳淬火提供了质量保证。     

18CrNiMo7-6齿轮钢一次带状组织特征

风力发电用齿轮钢18CrNiMo7-6经过电弧炉初炼、LF炉和VD炉精炼后浇入到钢锭模中,随后采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)对试验用钢中的一次带状组织的特征进行了观察和分析。结果表明:18CrNiMo7-6齿轮钢铸态组织中存在着严重的一次带状组织,该带状组织宽大,平均宽度达225μm,长度达800μm。其中,珠光体带约占58. 6%。根据GB/T 13299—1991评定带状组织的等级为3～4级,根据美国ASTME1268-2001评定带状组织级别为3. 897。EDS线扫描与面扫描发现C、Cr元素在枝晶间偏析严重,是导致一次带状组织形成的主要原因。     

18CrNiMo7-6齿轮钢真空渗碳工艺研究

在轨道交通重载机车主动齿轮生产工艺中引入真空渗碳油淬工艺。研究主动齿轮18CrNiMo7-6材料的真空渗碳工艺,并与该齿轮常用的传统可控气氛渗碳工艺进行对比,对热处理后试样的碳浓度、硬度、有效硬化层深度、金相组织等进行检测分析。结果表明:该主动齿轮真空渗碳比传统可控气氛渗碳节约18%的工艺时间,且真空渗碳后的组织无内氧化、非马氏体等不良组织,马氏体、碳化物等组织级别均符合该机车主动齿轮技术条件。     

高铁齿轮用钢18CrNiMo7-6的端淬曲线与模拟计算

采用3种端淬曲线预测模型计算两炉次高铁齿轮用钢18CrNiMo7-6的端淬曲线,对比端淬硬度检测结果,分析了不同模型的预测误差。结果表明,金满模型的预测结果与端淬试验检测结果误差较小,可以用做这类钢的端淬结果预测。根据端淬曲线预测与实测结果的对比分析,结合相关高铁齿轮用钢技术条件的硬度规范对高铁齿轮用钢18CrNiMo7-6的冶炼成分控制给出了建议。     

高速外圆磨削18 CrNiMo7-6齿轮钢工艺参数优化

以18 CrNiMo7-6齿轮钢为试验材料,采用正交试验法,研究高速外圆磨削加工中砂轮线速度、工件转速、砂轮径向进给速度和砂轮粒度等工艺参数对工件三维表面粗糙度幅度参数Sa、Sku和Ssk等工艺指标的影响.运用灰色关联分析方法对试验结果进行分析研究,将多项工艺指标的优化问题转化为单一目标灰关联度优化,以正交试验极差分析...     

18CrNiMo7-6齿轮钢的疲劳裂纹扩展行为

基于裂纹扩展与尖端温度演变规律,对18CrNiMo7-6齿轮钢疲劳裂纹扩展行为进行了研究。采用红外热像法建立了齿轮钢裂纹扩展过程中的温度变化与应力强度因子之间的对应关系,并与断裂力学分析结果进行对比,发现两者之间存在差异;通过对齿轮钢的疲劳断裂机理的分析,解释了产生这一现象的原因。结果表明：随着应力强度因子的增加,18CrNiMo7-6齿轮钢的裂纹扩展速率随之增加;红外热像法对裂纹扩展变化更为敏感,可用于实时监测材料中的疲劳损伤;由于齿轮钢的断裂机理从脆性解理断裂向韧性断裂的转变导致温升速率产生差异,使得红外热像法具有更高的敏感性。     

渗碳齿轮钢18CrNiMo7-6的疲劳性能及其影响因素

以18CrNiMo7-6齿轮钢为研究用基础钢,在传统真空脱气冶炼方式基础上,采用Nb微合金化和电渣重熔冶炼相结合获得一种对比试验钢,通过旋转弯曲疲劳试验表征了两种试验钢的疲劳性能,并利用显微组织、硬度分布、疲劳断口表征以及夹杂物分析等手段,探究了两种试验齿轮钢疲劳性能的影响因素。结果表明,采用电渣重熔方法冶炼并Nb微合金化的试验钢的疲劳极限较基础钢提高90 MPa,且相同载荷下寿命显著提高,渗碳层晶粒度由基础钢的7.5级细化至9级,而残留奥氏体含量的增加导致其表面硬度降低。通过Aspex夹杂物表征发现试验钢中夹杂物数量较基础钢大幅度降低,且硬质氧化物夹杂较少,与断口表征结果相一致。综合分析可知,晶粒细化和非金属夹杂物水平下降是提升试验钢疲劳性能的主要因素。     

18CrNiMo7-6齿轮钢的热变形行为及组织演变规律

利用Gleeble-3500热模拟试验机对18CrNiMo7-6齿轮钢进行了等温单道次压缩试验,研究了变形温度为900～1150℃,应变速率为0.01～5 s^-1,应变为0.76的条件下材料的热变形行为;并且通过光学显微镜对热变形后的微观组织进行了分析。建立了唯象型Arrhenius本构方程,预测的峰值应力与试验数据具有很好的一致性。高温热变形过程是加工硬化与动态回复以及动态再结晶的竞争过程,在热变形的过程中会形成变形晶粒、再结晶晶粒、等轴晶和晶粒长大等4种类型的微观组织。当应变速率为0.01 s^-1时,动态再结晶程度与变形温度成正比,当变形温度超过1050℃时,变形能转变成晶粒长大的驱动能,使得晶粒粗大;当应变温度一定(1050℃)时,随着应变速率的增大,动态再结晶发生不完全,导致晶粒组织出现细化、畸变、不完全再结晶共存的现象。变形程度越大,晶粒越细小。     

18CrNiMo7-6钢渗碳淬火齿轮不同喷丸处理后的齿根表层应力分布

对模数20 mm的18CrNiMo7-6钢渗碳淬火齿轮经不同喷丸处理后的齿根表层应力分布进行测试,并与未喷丸时进行了对比。结果表明,在喷丸前后18CrNiMo7-6钢渗碳淬火齿轮齿根最表层均为压应力状态,从表至里均呈先升高后降低的变化趋势。未喷丸时最表层残余应力约为-75 MPa,最大残余应力出现在次表层110~120 μm处,约为-250 MPa;喷丸处理可使齿根表层残余压应力提高4~5倍,最表层残余应力在-350 MPa左右,最大残余应力出现在次表层90～110 μm处,为-900~-1000 MPa。     

表面纳米化过程中18CrNiMo7-6钢的软化与硬化

对淬火后低温回火的18CrNiMo7-6钢采用旋转加速喷丸技术进行表面纳米化处理,研究了18CrNiMo7-6钢纳米化过程中的软化和硬化现象。结果表明:经旋转加速喷丸处理后,钢的拉伸性能轻微提升。样品厚度方向上不同深度位置同时出现了硬化与软化现象,其中,心部和最表层硬度都有所增加,而样品次表层硬度却较喷丸前轻微降低,从而使得样品的显微硬度在厚度方向上呈现"W"型分布。在对样品喷丸前后不同深度位置的微观组织表征后发现,材料次表面的软化现象与该位置发生的动态回复有关;而心部和最表层虽然都发生硬化,其强化机制也不尽相同。      

Nb微合金化对18CrNiMo7-6钢奥氏体晶粒长大的影响

对比研究了含Nb和不含Nb的18CrNiMo7-6试验钢在加热温度(900～1100℃)和保温时间(1～8 h)下的奥氏体晶粒长大行为,建立了两种试验钢的奥氏体晶粒长大的数学模型.结果表明,随着加热温度的升高和保温时间的延长,试验钢的奥氏体晶粒逐渐长大,相同加热条件下18CrNiMo7-6-Nb钢的奥氏体晶粒尺寸要小于...     

高速／重载铁路电力机车齿轮用钢18CrNiMo7-6的试制

试制了高速重载铁路电力机车转向架齿轮用钢18CrNiMo7-6,最终产品的各项技术指标均达到了技术条件的要求,满足了国产化的需要。