雷管壳装盘机构设计外文翻译 （03版）

学院：机械电子工程学院专业：过程装备与控制工程姓名：冯朋收学号：060503208外文出处：M.Benedettietal./InternationalJournalofFatigue24(2002)112((用外文写)附件：1.外文资料翻译译文；2.外文原文。指导教师评语：签名：年月日

附件1：外文资料翻译译文喷丸硬化对硬齿面齿轮牙齿弯曲疲劳极限的影响aDipartimentodiIngegneriadeiMaterialiUniversita`diTrento,viaMesiano77,38050Trento,ItalybForschungsstellefu¨rZahnra¨derundGetriebebau(FZG)TechnischeUniversita¨tMu¨nchen,Boltzmannstr.15,85748Garching,Germany摘要对不同表面处理对直齿轮牙齿疲劳特性的影响进行了研究。研究了16MnCr5齿轮的游淬火硬化和喷丸硬化。对齿轮进行了脉动测试(r=1)以确定在10×106周期的耐疲劳性。残余应力分布通过X射线衍射技术在牙根进行了测定，并进行了认真分析以证实对残余应力场的不同处理参数的影响，并找疲劳特性的相关性。该X射线衍射技术也被用来测量残余奥氏体的含量。在疲劳测试中齿轮牙齿的有效应力场，通过有限元模拟检查（使用多轴疲劳准则）来体现，无论疲劳裂纹萌生被认为是失效的先决条件。未喷丸齿轮的疲劳极限的实验结果和预测值非常相近，这就发现了对喷丸样本疲劳强度过低估计的重要问题。考虑微观结构的改善和残余压应力峰值在疲劳裂纹扩展早期的重要性而讨论了这关点。关键字：轮齿弯曲疲劳极限直齿轮残余应力表面硬化喷丸硬化1导言主要的表面处理像渗碳或碳氮共渗在其送交之前进行了许多机械组成部分，是为了通过改变表面材料特性区分外部载荷在表面和内部反应，并采用以适当的残余应力分布改善他们的疲劳和磨损的行为。这一点对齿轮尤为关切[1-3]，其在齿根的抗疲劳和在齿侧的抗点蚀条件下的损坏主要取决于对应力分布和表面区域的微观结构[4]。事实上，拉伸组成部分强调由于在轮齿接触，以弯曲在齿根缺口效果显着并且固有的表面缺陷使始于表面的疲劳裂纹局部化开裂。不同的处理中那能局部改善物质反应和修改应力场，表面硬化后结合喷丸处理似乎带来了有趣的结果，相对于其他表面处理，主要是由于喷丸对残余应力通过表面硬化的概况进行改善[1-3]。由于表面硬化残余应力是若干因素的一个结果：表面与核心有温差，马氏体发生变化，以及表面与核心不同的碳含量形成的不同的物理性质[5]。特别是，在C富集层，因为低Ms，马氏体由于取决于表面与核心的冷却速度不同的应力转变点在表面发生变化。这引起在表层的压力如当露在核心外面的马氏体变化时体积膨胀形成的约束一样。确保一定量的未转化奥氏体在渗碳钢中能观察到取决于含碳量和合金元素的量以及热处理的条件。一种降低残余奥氏体含量的方法就是把渗碳标本重新加热到Acm线以下，在这条线处奥氏体和渗碳都很稳定。渗碳体颗粒阻碍奥氏体晶粒的增长和减少奥氏体中的含碳量（这样来提高Ms）,从而使奥氏体晶粒细化（其次是马氏体淬火后的结构优化）。因此，退火后可观察到残余奥氏体的含量较低。这就提高了微观结构案例的力度，并且也可以大大有利于提高加热渗碳钢的高循环疲劳性能[6,7]。然而，二次加热的高成本形成了渗碳以后特殊的处理步骤，如喷丸和零下冷却[7]。专有名词Acm在Fe-Fe3C图中，渗碳体-奥氏体和奥氏体区域的温度分界线Fpn脉动正常负荷HVV氏硬度Ms马氏体开始形成温度mn正常模块R压力比Rm抗拉强度Rz表面粗糙度，按照符合DIN4768/1规范w面宽度Y专有名词Acm在Fe-Fe3C图中，渗碳体-奥氏体和奥氏体区域的温度分界线Fpn脉动正常负荷HVV氏硬度Ms马氏体开始形成温度mn正常模块R压力比Rm抗拉强度Rz表面粗糙度，按照符合DIN4768/1规范w面宽度YF形状因子YS齿根边缘效应比例矫正系数z齿数α,βGerber关系系数，评估考虑两个单轴情况(R=―1和R=0)αn压力角X弯曲应力梯度Φ喷球直径σa应力幅σ1,2,3主应力成分σF∞50%相当于50％的疲劳失效概率的齿根最大应力σm平均应力σRS残余应力σV,a主应力振幅的VonMises等效应力σV,m主平均应力的等效应力σWR=―1时的弯曲疲劳耐力为了研究减轻轮齿疲劳的效果，有效应力分配与危险情况要正确的解释清楚。特别是，通过在表层一些部位一开始就出现并且逐步扩大成一个断裂口[11,12]，这样就产生了疲劳损害，例如：在裂缝[13]，夹渣[14]或晶粒边界[15]。表面的外压力能够拖延裂纹萌生，在裂纹形成后，其能阻止裂纹发展甚至是结束形成[3,16-19]，这些已经证实对破坏机制有影响，并有助于延长该组件的疲劳寿命。除了残余应力减少外，残余奥氏体转变也有助于改善微观结构的反应。几项研究[6,7]表明，在实际上，，较高含量的残余奥氏体，不利于高周期疲劳并且降低了疲劳极限就如降低弹性极限和屈服强度[20]一样，从而恶化应力控制以及使高循环疲劳加剧。在现有的工作，疲劳特性对由16MnCr5钢材制作的，有些是表面硬化过的，有些是表面硬化后喷丸处理的直齿轮的影响进行了研究。用恰当的疲劳准则来预测在元件内抗裂纹的萌生，来讨论在齿根有效应力场的数值模拟的基础上的疲劳特性的结果。早期裂纹扩展的重要性也通过对喷丸硬化参数影响残余应力分布和表面区域的微观结构状况的广泛分析突出了喷丸组成部分。2实验技术材料与表面处理在由16MnCr5低碳钢制造的齿轮上进行了实验研究。钢的化学成分列见表1。表1原材料的化学组成C Si Mn Cr Ni Mo S P%wt 0.14 1.02 1.04 0.05 0.03 通过由表2的参数对直齿轮进行几何分析。表2齿轮标本的几何参数mn(mm) z w(mm) n5 24 30 20齿轮被送往四个不同的公司(他们被标记为B1,C1,E1和R3)进行表面处理。为了证实可能对疲劳反应工艺参数的影响，这个方向本论文不做讨论，表面硬化(CH)过程由每个公司按各自的规程(详情说明见)完成，其唯一条件列在表中。表表面硬化规格奥氏体（°C） 表面硬度(Rc) 硬化层厚度(mm)>Ac3 60±2QUOTE60±2HRc ±0.2QUOTE1.0±0.2一些由喷丸(CH+SP)处理形成的硬化是为了获得B1S,C1S,E1S和R3S系列，这一处理的工艺参数见表。表4喷丸硬化工艺参数系列 B1S C1 E1 R3喷射球 S230 S280 颗粒 S330喷射直径(mm) 0.6喷射硬度(HRc) 53 54 56 52喷射速度(m/s) 80 80 55 不可用时间(min) 2 2*8 2*6 不可用Almen值A2(mm)材料特性距表面距离[mm]硬度[HV]图距表面距离[mm]硬度[HV]图2未喷丸样本的微观分布图1未喷丸(系列R3)和喷丸(系列R3S)样本的残余奥氏体含量距表面距离[mm]残余奥氏体含量[%]图1未喷丸(系列R3)和喷丸(系列R3S)样本的残余奥氏体含量距表面距离[mm]残余奥氏体含量[%]硬度[HV]图3喷丸样本的微观分布距表面距离[mm]在SP过程中高强度交变压力诱导的马氏体相变导致残余奥氏体含量在CH+SP过程中急剧减少，如图1中系列R3所示。近20％奥氏体含量的高峰期，在任何情况下，都用来测量所有的材料样本。另一方面，由喷丸硬化引发的马氏体相变使马氏体晶粒细化，减轻它在高周期疲劳特性上的不利因素[2]硬度[HV]图3喷丸样本的微观分布距表面距离[mm]维氏硬度图用一个10N的载荷来测量。图2显示，由于不同的碳含量、冷却剂的温度、回火时间和回火温度，不同的公司获得的CH样本的硬度差异显著[21]。CH+SP样本的硬度图，如图3所示，与那些CH样本只有细小的差别。喷丸后表面的微观硬度增长了约4%，这时核心的硬度基本不变。表面硬度微小的增长表明，这项技术或多或少在微观结构上引发了重大变化。因为宏观的硬度量度，包含材料的大规模变形、残余奥氏体以及马氏体晶体域变形[24]。残余应力测量残余应力由X射线衍射方法测定，值的大小由CrK在{211}立方相面上的射线的sin2方法的原理测定。一个直和径1.000mm的光束被使用，并且实测应力是这个圆形区域平均水平。在临界载荷支承节处所有的残余应力的测量按ISO标准规定。深度分布残余应力的测量是表面薄层电解去除后进行X射线测量来逐步执行的。X射线衍射值被用来借一种恰当的运算法则解释逐步材料去除的效果[25]。残余应力[MPa]图残余应力[MPa]图5喷丸样本的残余应力分布距表面距离[mm]残余应力[MPa]图4未喷丸样本的残余应力分布距表面距离[mm]未经喷丸的齿轮显示最低残余压应力值接近零线，而喷丸齿轮显示独特的残余应力峰值在零线以下。可以认为，喷丸处理主要影响表面内部和里面的数值[8]。事实上，峰值的位置取决于接触区的延伸部分，即喷射尺寸：喷射直径(系列R3S)越大，峰值离零线越远。另一方面，峰值与由喷射传递给部件的能量有关，这是喷射硬度的作用，即一个评价抗喷射塑性变形的间接参数。事实上，系列E1S由困难的喷射，显示了残余应力最高峰值。2．4疲劳试验和结果疲劳试验在一台液压机上进行，结构示意图如图6所示。50赫兹频率的脉动负载()，加在齿轮两个牙的基圆切线处。使用12个样本用阶梯法进行了周期为6×106的疲劳耐力测试[26]。其值在牙根用ISO额定最大应力标准来表示：QUOTEσF∞50%=FpσF压力传感器样本钳颚活塞控制阀静压轴承行程传感器下腔图6液压测试机压力传感器样本钳颚活塞控制阀静压轴承行程传感器下腔图6液压测试机断口分析[2,21]显示晶间开裂优先发生在直接淬火硬化钢样本的渗碳层的奥氏体晶晶界[6,7]处。裂纹主要沿晶间断裂扩展，直至达到一个较低的碳含量的区域，在这里韧性断裂占主导地位。σF∞50%[MPa]图7σF∞50%[MPa]图7散射带实验疲劳极限值喷丸未喷丸σF∞50%[MPa]图8疲劳极限和残余应力分的关系残余应力[MPa]未喷丸喷丸图10齿根详细有限元模型图9周期负载的数值高于2％的图10齿根详细有限元模型图9周期负载的数值高于2％的应力极限时系列E1和E1S的表面残余应力表面残余应力[MPa]失效负载周期图11齿根详细有限元模型最大主应力图11齿根详细有限元模型最大主应力应力[MPa]最小主应力3齿轮牙齿应力条件下的有限元模型由于外部负载应力场由有限元法的齿轮齿建模方法测定。该模型是与门开发的软件，这在表2中的几何参数的基础上确定了轮齿几何学。Nastran/Patran软件被用来作有限元分析。利用对称的优点，应用适合的载荷和约束条件。通过融合的分析以改善牙根处结果的准确性来改善牙根处的网状物。材料的线弹性行为进行了评定。考虑到相对较小的齿宽(30mm)和轮齿边附近的应力状态，在边缘很可能带来的疲劳裂纹的形核这一事实，假设平面应力状态标准，模型的细节如图10所示，显示了应用外力的牙齿。在外部负载F=30KN(如QUOTEσISO=772σISO=772MPa)的情况下临界载荷(按ISO标准)的主应力在图11中表示出来。表面附近的应力状况和单轴晶体的状况相似，无论是考虑被外集中力F诱导的压缩或剪切应力，表面的最大主应力(736MPa)都稍低于标准值。4讨论4.1疲劳极限的估算一些作者表明[7,8,28]，裂纹萌生阶段在直接渗碳淬火试样构件疲劳寿命中普遍存在，表面的弯曲应力一超过残余压应力和疲劳极限晶粒间裂纹就开始产生。为了考虑应力的多轴对称性，正弦定律被应用[29]。因此，在以往考虑的基础上，在样本表面下面的关系式成立时，负荷导致疲劳失效和裂纹萌生点都可以进行估计：σV，a+ασV,m=βσV,aQUOTEσV,a=12(σσV,m=σ1,m+σ2,m根据两个单轴情况（如R=－1和R=0）系数α和β能估算出来。Gerber标准可以用来找到对应不同应力比R的疲劳极限的关系：σaσW±(σmRm)2值得注意的是,根据应用的失效准则，平均压缩应力提高了疲劳强度。然而，已经证实只有在足够低时才能够改进[30]。正如Starker和Macherauch在他们的实验测试的基础上给的建议[31]，把残余应力当成平均应力来处理。为模拟疲劳特性，假设残余应力状态，像双轴晶体像在其他文章中涉及到类似的材料一样那样稳固[11]，和在表面稳定的残余应力值研究的基础上认为在负载循环中不变。力学性质(R=－1时的抗拉强度和疲劳极限)被表示为一个局部HV硬度值：σW=0.3HV+3001-logRZ0.3logHVQUOTEσW=0.3HV+3001-logR这些表达式是根据多元回归的基础从广泛收集材料数据得到的[32]。应该指出的是，方程(7)在钢的无残余应力显微结构上，对允许材料残余应力和疲劳极限的分离有贡献。在此基础上用正弦方法通过限元计算的等效压力和相应的材料阻力相对，根据(7)在临界载荷处以确定外部负载F的临界值。基于ISO名义应力的关系此负载然后以50％的失效率假定为疲劳极限。对于CH和CH+SP样本而言，最关键问题上一贯就在表面上。4.2未喷丸样本的结果在图12中，CH材料实验结果和解释残余应力剖面的数值预报作皆比较。如果考虑在表面20微米以下的残余应力值波动较小的话，如同上文提到的一样预测值和实验结果在很大程度上一致。在直接淬火渗碳齿轮中裂纹开列对决定疲劳强度占主导地位的假设得到证实。相对差异不超过10％。这些都是可以接受的限度，这是由于在使用X射线衍射技术的有效残余应力和基于几乎是同一法则的方程(6)和方程(7)的材料特性，使评估存在不确定性。不同的材料数值预测的变化在平均疲劳强度范围90%以内，除了系列E1，计算值略高于实验值；这可能是由于表面碳含量较低和深度较薄，也可以说相对于其他材料的变种构成了硬度分配不均(图2)。值得注意的是，可能是由于在建议模式中没有列入考虑范围的表面缺陷(如表面氧化层，表面粗糙度，夹杂物，..)，而有了一个小的耐疲劳度的系统性高估。因此，更准确的评价，对疲劳损伤影响的其他参数的进一步认识(如表面缺陷，碳含量，...)似乎是必要的。4.3喷丸样本的结果在图13中，考虑到残余应力峰值，CH+SP样本的实验结果和计算出的数值预测进行了比较。可以看到，所有数值超出90%平均疲劳强度允许的范围，而且他们估计比实验值低15%。该模型可以给出一个对疲劳裂纹萌生影响的估计。余应力剖面形状和微观变化的观测表明，疲劳寿命在小裂纹扩展上的消耗也日益显着。特别是，可以看到抵消了高碳微结构易感的淬火脆化和晶间断裂等因素的不利影响[27,33]，并且增加了直接淬火组件的断裂抗性和疲劳抗性到能提供良好的技术性能的水平，像类似的高成本的回火处理得到表面硬化一样。这种处理降低残余奥氏体含量，从而减少了疲劳裂纹萌生的关键点发病的可能性。此外，残余奥氏体微观结构的细小改进降低了核裂缝的尺寸，以阻止他们超过奥氏体晶粒的尺寸。几项研究[34-36]表明，事实上疲劳极限的小非传播裂纹总是存在于非均匀性地方的或缺陷的边缘。在另一方面，微观结构的细小改进可能降低粗糙度诱发裂纹封闭了小裂纹增长速度的有利影响。但这个可以通过喷丸诱导的特定残余应力剖面来平衡。压峰值改善了该处的应力分布，而且还充当减慢裂纹扩展的裂纹抑制剂。几项研究[27,37]强调，碳钢的短裂纹扩展速率由于喷丸变得迟缓，尤其是在低应力水平。提出的主要目地是为解释这些阻燃特性已被确定为高亚表面残余压应力诱导的裂纹闭合，该压应力导致在裂纹尖端的驱动力的减少[38]。裂纹扩展速率降在一定数量上增长在低应力水平的疲劳寿命。提出这对疲劳特性评价的作用，一个对当地的材料特性细微改良知识，应当被实现(硬度不