轮毂轴承开裂原因分析

某汽车轮毂轴承在成形过程中翻边处开裂.对开裂的轮毂轴承进行了宏观检验、化学成分分析、断口检验、金相检验和能谱分析,目的是了解其开裂的原因.结果表明:该轮毂轴承断口被严重氧化,且明显脱碳.由于该轮毂轴承的法兰内圈为锻件,不进行其他热加工,据此可以断定,轮毂轴承的法兰内圈在热锻过程中已产生了裂纹,导致在翻边成形过程中开裂.     

热处理对G95Cr18和G102Cr18Mo钢的组织和力学性能的影响

对G95Cr18和G102Cr18Mo钢进行了1 060℃淬火、-70℃冷处理和250、270℃回火处理,随后采用光学显微镜观察了钢的显微组织,测定了钢的残留奥氏体含量、硬度和冲击韧性。结果表明,回火处理后,与G95Cr18钢相比,G102Cr18Mo钢的二次碳化物较为细小,硬度略高,而残留奥氏体含量的差异不明显。此外,G95Cr18钢的冲击韧性优于G102Cr18Mo钢。提高回火温度,两种钢的硬度均有提高,残留奥氏体含量减少,冲击韧性变化不大。     

自润滑关节轴承磨损失效分析

某机用自润滑关节轴承使用390h后内圈球面陶瓷涂层脱落,采用宏观分析、化学成分分析、扫描电镜及能谱分析等方法,对该自润滑关节轴承磨损失效的原因进行了分析。结果表明:自润滑关节轴承单边受力较大,轴承单侧磨损较为严重,受力较集中,已超出正常使用工况,导致内圈球面陶瓷涂层与外圈内球面衬垫快速磨损;此外,靠近轴承端面处的陶瓷涂层与基体的结合力较弱,易于剥落,也会导致轴承的磨损失效。     

GH4169合金δ相的析出动力学研究

采用X射线衍射技术测定了GH4169合金中δ相在900℃、930℃时的析出动力学,并采用光学显微镜进行组织观察,结果表明：δ相的形核位置和形核方式与时效温度有关.当时效温度在900℃时,δ相主要在晶界和孪晶界上形核析出,而晶内颗粒状δ相由时效初期析出的亚稳态γ″相转变形成;当时效温度为930℃时,δ相不仅可以在晶界和孪晶界形核析出,还可以从基体γ莫直接形核析出,并且随着时效时间的延长,δ相逐渐向晶内生长,最终形成魏氏体δ相.当时效温度一定时,δ相的析出含量与时效时间满足Avram i方程.     

GH4169合金的高温变形行为

通过高温拉伸实验对GH4169合金的加工硬化特性进行了研究,采用扫描电镜观察其断口处的组织形貌,分析了δ相对GH4169合金塑性变形的影响。结果表明,GH4169合金加工硬化规律基本遵循Hollomon公式;合金在不同热处理制度(固溶处理、时效2 h、时效5 h、时效32 h)下的应变硬化指数n分别为0.274、0.391、0.423和0.468;δ相的析出提高了合金的抗拉强度和屈服极限,而塑性表现为先上升后下降。     

金属磨损自修复技术的发展及应用

概述了金属磨损自修复技术在国内外的发展以及在工业领域中的应用,并指出该技术的应用仍存在许多问题需要解决。对ART的形成机理进行分析,该技术的核心是利用金属摩擦表面的力化学反应条件,将特殊组分的微纳米粉体材料转移到金属表面,并将其改性为类金属陶瓷保护层,ART技术是一种全新的金属摩擦磨损表面改性技术。     

淬火工艺对40Cr15Mo2VN高氮钢组织和硬度的影响

40Cr15Mo2VN钢是一种可用于制作轴承的高氮不绣钢。对尺寸为φ12 mm×12 mm的40Cr15Mo2VN钢试样分别在900℃、950℃、1 000℃、1 050℃和1 100℃奥氏体化45 min后油淬,部分试样淬火后进行了-70℃×2 h冷处理。随后检测了试样的显微组织(包括晶粒度和残留奥氏体量)和硬度。结果表明:随着泮火温度的提高,钢中球状碳化物减少,其分布也逐渐不均匀;淬火后再冷处理的钢的硬度随着淬火温度的升高而提高;淬火后冷处理和未冷处理的钢,其晶粒度均随着淬火温度的升高而减小,且均是1 100℃淬火的钢的残留奥氏体含量最高。     

国产G102Cr18Mo钢与进口440C钢的组织与性能分析

采用光学显微镜、扫描电镜对比分析相同热处理条件下国产G102Cr18Mo钢与进口440C钢的成分、组织以及碳化物分布,并对两种钢的残留奥氏体的含量、硬度和冲击韧性进行分析。此外,分析了冷处理对G102Cr18Mo钢与440C钢力学性能的影响。初步探讨国产G102Cr18Mo钢与进口440C钢组织与性能的区别。结果表明,进口440C钢中二次碳化物更为细小,且分布均匀。其马氏体呈针状分布,针较细小,且残留奥氏体含量较低。440C钢的硬度略低于国产G102Cr18Mo钢,两种钢的冲击韧度相差较小。经冷处理后,两种钢的残留奥氏体含量明显下降,硬度值略有提高,冲击韧度有所下降。     

Ni-Al扩散界面及反应层生长动力学研究

采用电镀法制备Ni-Al扩散偶,研究了Ni-Al扩散界面处中间相的形成及其生长动力学。结果表明,扩散偶界面处形成的中间相为NiAl3相和Ni2Al3相。Ni2Al3相的生长符合抛物线长大规律,受体扩散控制,NiAl3相的生长受晶界扩散和体扩散的控制。Ni2Al3的生长激活能Q=(155.6±4.05)kJ/mol,生长常数k0为5.23×10-4m2·s-1。