18CrNiMo7-6钢齿轮热处理后开裂失效分析

一批在生产加工后进行了淬火和低温回火的齿轮在库房存放过程中发生开裂。通过超声波探伤、金相检验、化学成分分析、硬度测试、断口形貌观察、端淬试验和补充热处理等手段,对齿轮开裂原因进行了分析。结果表明,开裂齿轮强度高导致氢脆敏感性高,在次表面产生氢致延迟裂纹是引起齿轮快速脆性开裂的直接原因。开裂齿轮淬硬性和淬透性过高,超出了BS EN 10084-2008对18CrNiMo7-6+HH钢淬透性要求,是齿轮开裂的根本原因;通过调整淬火介质,降低淬火时高温区冷速,从而降低淬回火后齿轮的强度和硬度,可有效避免开裂。     

齿轮轴开裂原因分析

齿轮轴放置一段时间后发生开裂。通过宏微观观察、金相组织检查、硬度测试、能谱成分分析以及氢含量测定,对齿轮轴的开裂性质和原因进行分析。结果表明:齿轮轴开裂性质为氢致延迟脆性开裂;齿轮轴开裂与氢含量关系较小;齿轮轴内部存在较大的Al₂O₃?(CaO)_X夹杂缺陷,导致较大的应力集中,这是齿轮轴发生氢致脆性开裂的主要原因。应严格控制齿轮轴原材料的质量,防止类似故障的发生。     

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...     

带式输送机减速机高速轴断裂失效分析

某输煤系统带式输送机减速机的18CrNiMo7-6钢制高速轴发生早期断裂。为此对失效轴进行宏观分析、断口扫描电镜及能谱分析、金相分析、硬度分析、冲击韧性分析和化学成分分析。结果表明,该失效轴断裂性质为多源疲劳断裂,疲劳源位于键槽尖端,高速轴未经正确的表面强化热处理是导致其发生早期断裂的重要原因。     

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。     

40Cr钢链轮开裂失效分析

40Cr链轮在精加工内孔时发生开裂,链轮不能使用。通过断口分析、成分分析、硬度测试、金相分析、低倍检验等工作,对链轮的开裂原因进行了分析。结果表明:该链轮断口呈明显的脆性断裂特征,化学成分满足40Cr钢要求,表面淬火硬化层硬度梯度较大,金属夹杂物超标,芯部显微组织有网状铁素体,低倍试片酸侵后存在裂纹。因链轮的基体强度低和表面淬火位置存在较大组织应力,易于裂纹的形成和扩展,但氢脆引起的延迟断裂是该链轮开裂的主要原因。     

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／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。     

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。     

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。     

汽车齿轮高压气淬试验及气淬室的结构优化

由于齿轮等工件在进行高压气淬时,受多层工件储热影响较大并且风速逐层递减,导致位于气淬室内中心及底层区域工件冷却较慢,难以满足齿轮心部的硬度要求。使用流体仿真软件对汽车齿轮高压气淬过程进行模拟仿真,对气淬室及工件垛进行三维建模并进行结构化网格划分和仿真模拟,并对气淬室进行了结构优化。结果显示,经优化后进口的高压气流向中心区域聚拢,使中心区域的来流速度提高24%左右,并提高此区域的冷却速度。随后对高压气淬室进行改造,采用试验验证,结果表明此方法有效可行。     

采煤机螺母开裂的失效分析

利用扫描电镜、直读光谱仪和光学显微镜研究了采煤机螺母的断口形貌、化学成分和微观组织。结果表明:螺母的化学成分对应于40Cr钢,硬度和显微组织均符合相关国家标准的技术要求。裂纹起源处有颗粒状的非金属夹杂物,微观形貌是沿晶断裂和韧性断裂,由于夹杂物在受到外力时候破坏金属基体的连续性,且镀锌过程中螺母吸附了大量氢原子,这些氢原子在晶界处聚集,弱化了晶界之间的结合力,在外力的诱发作用下,形成早期的脆性断裂。针对失效原因进行工艺改进,首先选用特钢材料,其次增加除氢工序;经实际生产验证,采取的改进措施取得满意效果。     

中间轴三档齿轮断齿失效分析

对中间轴三档齿轮的材质、热处理质量、断口形貌和热酸蚀低倍组织进行研究。结果表明,该齿轮断裂为高周疲劳断裂,疲劳源位于齿轮非啮合面的齿根处,此处存在大量显微气泡、气孔、显微缩松及显微缩孔,形成了较大的应力集中,导致其过早萌生疲劳裂纹。在交变压应力作用下产生大面积疲劳裂纹,极大降低了齿轮轮齿的抗弯强度,最终导致轮齿疲劳断裂。     

GCr15钢套圈开裂失效分析

对GCr15钢轴承套圈热处理后开裂现象进行的失效分析结果表明：轴承套圈热处理组织正常,而裂纹附近有脱碳现象证明裂纹来源于热处理之前。     

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。     

压铸机QT500-7模板开裂失效原因分析

压铸机QT500-7模板在机械加工和使用过程中发生了开裂.采用断口形貌和化学成分分析、力学性能和硬度测试、金相组织检验以及生产工艺过程追溯对其开裂原因进行了分析.结果表明,铸件拆箱过早,退火保温时间过短,以及高温铸件受南方潮湿气候的雾化正火,使铸件珠光体数量、硬度、残余应力明显大幅增加.这些是模板开裂失效的主要原因.     

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。     

S136钢塑料模零件开裂失效分析

S136钢塑料模零件发生早期开裂,为此对失效零件的化学成分、裂纹断口形貌及显微组织进行检测和分析,推断其失效原因和过程。结果显示,在裂纹断口上镶嵌大量细小颗粒状碳化物,并存在沿晶开裂的二次裂纹,断口剖面的显微组织中密集分布颗粒状碳化物,基体组织中存在大量粗大网状碳化物及晶间裂纹。表明材料淬火后回火不充分,奥氏体化不完全,碳化物未能充分固溶到基体组织中,使材料基体强度不足,造成材料组织应力增大,使用过程中应力作用下,最终造成模具零件早期开裂。