GCr15轴承钢滑动摩擦性能试验

利用往复式摩擦磨损试验机对GCr15钢盘/GCr15钢球和GCr15钢盘/Si3N4陶瓷球进行了不同工况下的滑动摩擦试验,并对其摩擦因数、磨损量和磨痕形貌进行了分析。结果表明:2种摩擦副的摩擦因数均随载荷的增大而减小,磨损率均随时间的增加而降低;干摩擦状态下,前者磨损量较小,而钢盘/陶瓷球摩擦副呈现出摩擦因数小,磨损量较大的特点;脂润滑状态下,接触应力较小时2种摩擦副的摩擦因数相差不大,接触应力较大时钢盘/陶瓷球摩擦副磨损较严重,其钢盘表面出现较明显的疲劳剥落现象。

GCr15钢球化工艺参数的研究

根据快速球化的离异共析转变材料学原理,通过不同奥氏体化条件实验和等温球化正交实验分析不同球化工艺参数对球化效果的影响。结果表明：奥氏体化温度为790～830℃,球化等温温度为720℃时,双相区冷速应不小于炉冷的冷却速度,等温时间为10～20 min,可以获得较低的硬度和较好的球化效果。

变形工艺对GCr15钢在线球化的影响

根据离异共析原理,对GCr15钢采用先促进碳化物析出,再变形破碎的工艺,即分别采用两道次变形工艺和三道次变形工艺在Gleeble-2000型热模拟机进行变形实验,对比不同变形工艺下GCr15钢的显微组织和硬度,分析变形道次、碳化物析出区间冷却起始温度和冷却速度对组织球化的影响。结果表明:三道次变形工艺在实现GCr15钢组织球化和材料软化方面较两道次变形工艺有明显优势;对于GCr15钢,在三道次变形工艺中,把未再结晶区变形温度控制在900℃,并在900～800℃采用1℃/s的冷却速度,能够形成大量的球化组织,材料明显软化,可实现钢大部分组织在线球化。

控轧控冷工艺对GCr15轴承钢球化效果的影响

采用空冷、水冷方式对轧后的GCr15实验钢试样分别冷却至不同温度(756、680℃)。对3种不同原始组织的GCr15钢试样进行了等温球化退火处理,研究了不同控轧控冷工艺对等温球化效果的影响,观察了金相显微组织,测定了硬度,分析了实验结果和碳化物球化机理。结果表明:高温终轧后水冷至680℃的试样球化效果较好,试样经退火后碳化物球状特征明显,尺寸分布均匀。

轴承钢GCr15热轧材内部质量的影响因素分析及对策

连铸轴承钢缩孔、碳化物液析和显微孔隙缺陷，主要决定于连铸、加热时的高温扩散和轧制初始的变形量。将连铸过热度控制在20～30℃范围内，使用末端电磁搅拌并确保其在理想的位置，保持加热温度为1180～1220℃，连铸坯150mm×150mm断面的轧制节奏控制在1．0支／min，180mm×220mm断面的轧制节奏控制在2．0支／min，控制压缩比≮12，且将初轧7道次的轧制压缩比控制在5．0以上，可减轻或消除缩孔、碳化物液析和显微孔隙。

轴承钢阀套的真空热处理变形试验

尺寸较小的GCr15阀套试验件随炉真空淬火后,检测了炉内不同位置处理阀套的硬度均匀性和尺寸变形量。结果表明,阀套硬度均匀且变形量较小,为今后该类零件淬火前的加工预留量提供了数据参考。

电加热辊底式连续退火炉热处理滚珠钢的生产实践

GCr15轴承钢经辊底式连续退火炉球化退火后能保证其珠光体组织球化的可靠性,其硬度(HB)值的合格率达99%以上,脱碳层深度没有明显增加,充分显示辊底式连续退火炉在热处理GCr15轴承钢的优越性。

CrAlSiN涂层与不同材料配副时的摩擦学特性

目的研究CrAlSiN涂层分别与304不锈钢、TC4钛合金、Al_2O_3陶瓷和GCr15钢四种不同材料配副时的摩擦学特性。方法采用阴极电弧离子镀技术在M35高速钢上制备了CrAlSiN涂层,采用扫描电镜(SEM)、显微硬度计、划痕仪、球-盘式摩擦磨损试验仪和3D轮廓仪分别测试了涂层的结构和性能。结果 CrAlSiN涂层与304不锈钢、TC4钛合金和GCr15钢配副时的磨损形式为粘着磨损和磨粒磨损,其中与亲和性高的304不锈钢、TC4钛合金粘着磨损严重。CrAlSiN涂层与不锈钢对磨时,摩擦系数最高,达到0.71;与GCr15钢对磨时,摩擦系数最低,但摩擦系数波动大;与钛合金对磨时,摩擦系数介于两者之间。CrAlSiN涂层与亲和性较差的Al_2O_3陶瓷之间的磨损形式为磨粒磨损,随着磨损的进行,摩擦系数逐渐降低。结论 CrAlSiN涂层与亲和性较高的材料对磨时,磨损形式为粘着磨损和磨粒磨损,与亲和性较差的Al_2O_3对磨时为磨粒磨损。

轴承钢凸轮轴的裂纹分析及工艺改进

GCr15轴承钢凸轮轴热处理后,经过探伤和理化检验,分析其裂纹产生的原因。根据原材料网状、带状碳化物的形成以及对零件性能的影响,采取热处理正火、球化退火的工艺控制,消除了组织缺陷。通过感应淬火温度范围、淬火剂的浓度调整和磨削参数的控制,排除了探伤支承轴颈磁粉聚集、凸轮烧伤和磨削裂纹的故障。

大滚轮表面开裂原因分析及解决

对某型活塞发动机大滚轮表面开裂故障进行失效分析。结果表明,大滚轮表面开裂的原因是由于原材料为黑皮料,局部表面存在原始折叠缺陷,组织中存在残余奥氏体,其在长期低温贮存情况下慢慢转变为马氏体,在组织应力和调质处理附加的应力作用下扩展形成裂纹。最后还提出了解决措施。