Grindinghardening with liquid nitrogenMechanisms and technology.docx
《Grindinghardening with liquid nitrogenMechanisms and technology.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《Grindinghardening with liquid nitrogenMechanisms and technology.docx（17页珍藏版）》请在冰豆网上搜索。
GrindinghardeningwithliquidnitrogenMechanismsandtechnology
以液态氮冷却的磨削淬火：
机械制造与技术
T.Nguyen,I.Zarudi,L.C.Zhang
航天航空大学，机械及机械电子工程，澳大利亚新南威尔士悉尼大学
于2006年1月9号收到;2006年2月17日接受
2006年4月11日网络发行
文摘
本文研究的是新开发的一种使用惰性冷冻剂——液态氢钢的磨削淬火技术。
研究发现应用了液态氮制冷的磨削期间发生的相位转变导致了表面硬化层磨过的组成。
这个硬化层有了很好的马氏体结构覆盖这导致一种明显硬度的提高。
这也显示出了这种处理可以产生优良的表面质量,含有未经表面氧化残余抗压应力。
由于惰性性质的液氮，这种磨削过程中变得有环境意识。
出版社：
艾斯维尔股份有限公司2006年版权所有。
关键词:
磨削液氮;微观结构;残余应力,硬度;相变,氧抑制
1．简介
磨削淬火处理已吸引了大量世界范围内的研究关注，由于其效率和磨削加工的工件独特的性能[1-7]。
有关理论和实验研究清晰地显示磨削淬火的优势相结合的表面热处理表面加工。
在磨削引起的钢铁工件的表面质量的调查在[8,9]，结果发现，表面磨削时发生相变换，从而造成了淬火特性，就可以实现磨削条件的正确选择。
同时还发现磨削深度和马氏体层的属性和残余应力分布可以定量描述有关的材料去除率和冷却液使用方法。
实验研究还报道说，磨削的能量可以用来产生一个坚硬的表面[1,2,6]。
然而，硬化层并不一定意味着是有益的，相反，它可能是有害的，如果是这个硬化层与一个很差的表面处理相关，难以控制精度，产生拉伸残余应力，损坏表面微观结构或发生严重表面氧化[5,6]。
有一种方法来消除这些问题，就是通过应用新类型的冷却液。
有人已经注意到，在焊接领域中，气化是削弱了焊缝的强度主要根源之一。
为了克服这个问题，氮气已用于屏蔽焊接点[10]。
另一方面，液态氮，由于其极低的沸点，已广泛应用于进行低温处理工具钢转化为奥氏体从传统的淬火中保留更多刚性结构的马氏体[11-16]。
很明显，液氮作为屏蔽保护作用的同时，可以还提供极高的冷却速度，以促进冶金变化。
然而，这些优势没有在磨削中得到研究。
本文提出了一种创新发展磨削淬火结合使用液态氮精密平面磨削表面硬化处理技术，并在同一时间，产生令人满意的表面质量的磨削表面，包括压表面残余应力和具有高硬度的良好的微观结构。
由于惰性性质的液体氮，这个磨削过程变得具有环保意识。
2实验
测试材料被广泛用于钢铁，AISI1045，最初退火。
钢的化学成分列于表1。
磨削在表面磨床上进行，MininiJunior90CFCNCM286。
研磨和修整条件列于表2。
图1给出了使用液氮的表面磨削的实验装置。
容器的内部压力为50千帕，由调节器控制。
喷嘴的排放口直径为2毫米，安装在轮罩上以从同一个301切向的角度到距离样品50毫米表面处提供液体喷射到磨削点。
逆转向磨削是促进液氮渗透进入磨削区。
磨削之后，一磨削工件留在液氮中600秒，然后被取到外界环境中，直到它的环境温度达到室温。
表格1
化学成分和力学性能的钢材1045
化学成分％
机械性能
CMnP,maxS,max
拉伸强度（MPa）显微硬度（HV0.5）屈服强度（MPa）
0.42–0.500.60–0.900.0400.050
630172.9±11.1530
表格2
磨削和修整条件
研磨机
工件
MininiJunior90数控—M286
●1045普通碳素钢，45×19.5×19.5mm
●真空600℃以上预退火
●初始表面残余应力：
－10.00±8.00MPa（纵向）和10.39±8.00MPa（横向）
磨削方式
砂轮
修整
表面上的磨削
BWA60MVA1,Φ260×20
●单点金刚石
●横向率录_＝160mm/rev
●共有修整深度＝2×25mm
轮速
表速度
切削深度
冷却
23m/s
400mm/min
20µm
干燥的空气大气，环境温度＝20℃
液氮，Q＝2.18L/min
NoritakeSA-02（1:
60），Q＝18.8L/min
图1：
实验设置使用液态氮
对表面下的微观硬度（HV）的检查，在截面浏览样片上使用了硬度计，ShimadzuSeisakusho,NT-M001。
观察磨削表面的地形使用的是扫描电显微镜（SEM），505（日本电子）。
磨削样本上残余应力由X射线衍射机测量，RigakuMSF-3M。
测量残余应力中去除表面层的工作是在一种电抛光机上进行，Movipol-3。
每一步去除的厚度在一个光学显微镜中确定，LeicaDMRXE。
描述该磨削表面的电子结构是由透射电子显微镜（TEM），CM12（飞利浦）完成。
标本的透射电镜平面图以一个标准使用三脚架的方式编写，其细化程序表现为从侧面对磨削表面。
在最后阶段，离子束被用来实现对于透射电镜产生足够薄的面积。
在样品制备，标本温度被保持在低于40℃，以确保结构的变化将不会发生。
3结果与讨论
3.1表面形貌
图2给出了不同冷却介质磨削后的磨削表面形貌。
图2磨削后的表面形貌：
（a）与冷却剂;（b）在干燥的空气;（c）与液态氮
图3磨削后的表面光谱图：
（a）与冷却液;（b）在干燥的空气;（c）与液态氮
图4地下结构，磨削后的硬度和残余应力：
（a）与冷却剂;（b）在干燥的空气;（c）与液氮。
使用Noritake磨削冷却液（图2（a））产生连续粗糙度为（Ra）0.25μm的浅槽，证实了韧性的材料去除的方式。
这个表面是闪烁而没被氧化的（图3（a））。
与此相反，在干燥空气中的磨削表面则出现了深色。
在EDX光谱图中显示了氧化的峰值（图3（b）），说明了表面氧化情况。
在这种情况下，粗糙度RA为0.98μm，很明显认为，缺乏润滑磨导致（图2（b））连续沟槽。
通过检查材料表面，发现了球形颗粒出现在干燥空气中磨削的表面，这是融化磨片[17]。
很明显，磨削表面的质量因工件金属的'回转移'而进一步降低[18]。
相反，以液氮进行的表面磨削的表面总是闪闪发光，光滑，没有任何氧化或燃烧（图2（c）和3（c））。
这些表明氧化受到抑制。
因此，可以下结论说液氮已成功地为磨削屏蔽防护。
图5光学显微镜：
（a）与磨削冷却液;（b）热处理;（c-d）磨削后GIL的上部;（c）在干燥的空气;（d）与液体氮;（e-f）的磨削后GIL的底部;（e）在干燥的空气;（f）与液态氮。
3.2光学显微镜下的微光结构
不同的冷却液磨削后下层面区域的光学显微照片列于图4和图5。
无研磨诱导层（GILs）被Noritake冷却剂的应用所承认（图4（a））。
该材料结构是珠光体组成，排列在铁素体的后面（图5（a））。
然而，这个GILs均在组件在干燥的空气或液氮磨削中被发现（图4（b和c））。
在一个干燥的空气的磨削样本中这个GIL有一个易变的微观结构的马氏体（图5（c））且深度为350μm。
这个马氏体层有一个更精细的结构，与由一个普通的热处理产生片状马氏体板条相比较（图5（b））。
在GIL底部发现，沿其边界存在着许多碳化物析出铁素体晶粒（图5（e））。
用液态氮磨削的样本中GIL会变薄一些，有着85μm的深度，但它的结构是更有特色的马氏体，处在这个层的底部（图5（e））。
附近的表面GIL的马氏体和干空气磨后的GIL的无法用肉眼来区分（图5（C和D））。
（通过电子显微镜可以发现差别，但这将在第3.4节讨论。
）
3.3。
微观硬度
微观硬度横跨一个GIL的厚度从图4可看到。
很显然，在以Noritake冷却液磨削后一个试样的显微硬度是维持不变（HV（500g）＝200）（图4（a））。
然而，在GIL的显微硬度由于是在干燥空气中磨削会增加至HV（500g）＝750（图4（b）），这比原钢高3.75倍和是普通马氏体（HV（500g）＝650）的1.15倍。
横跨这个GIL有一波动的微观硬度，在层的底部其硬度下降至HV（500g）＝400，因为微观结构改变为铁素体碳化物排列。
用液氮冷却磨削时这是非常有希望产生甚至更高的GIL微观硬度的，高压HV（500g）＝1100（图4（c）），这是比通过干燥空气下的磨削产生GIL高1.46倍。
此外，显微硬度仅随着GIL的厚度稍微下降，但由于马氏体结构在层的底部仍有HV（500g）＝700（图5（e））。
3.4电子显微镜揭示出的微观结构
这个GIL上部组织的微观结构（靠近试样表面）由干燥空气中的磨削引起的如图6（a）所示。
马氏体板条都集中在一捆中。
在一个捆中的马氏体晶体拉长大约都是同一方向，有一个平均长度为2—4μm，平均宽度为0.3—0.5μm。
位错密度高。
分散沉淀物的特征尺寸为20–50nm很容易被定位于边界（图7（a））和内板条（图7（c））。
衍射分析表明，它们是两种类型的间质碳化物，六边形结构的ζ-碳化物Fe2.4C或具有正交结构的η-碳化物Fe2C[19]。
图7（a和b）呈现的是ζ-碳化物带着马氏体[¯1¯11]Fe2.4C‖[111]的晶带轴的亮和暗的图像和衍射图案。
η-碳化物呈现在图7（c和d），带着马氏体[¯11¯1]Fe2C‖[331]的晶带轴。
该GIL的上半部分由使用液氮获得，是由近乎是圆形特征尺寸为0.2μm颗粒组成的。
此外，马氏体片段的错位结构的主要是多孔的，虽然多边形区域偶尔出现（图6（b））。
没有观测到碳化物。
3.5残余应力
磨削组件地下层残余应力的分布如图4。
在此图中，σxx和σyy的残余应力测量分别为磨削的沿线和垂直方向。
Noritake冷却液的磨削产生的压残余应力的在100μm深度内为200-400MPa，在磨削组件的两个方向上测量得到（图4（a））。
相反，在干燥空气中磨削产生的残余应力沿整个GIL的深度（400μm）为100-200MPa，都在XX和YY方向（图4（b）），在工程应用上这是不理想的，因为表面残余拉伸应力促进断裂，疲劳失效，腐蚀和磨损。
图6研磨后的电子显微镜：
（a）在干燥的空气;（b）与液氮
液氮的应用而产生的压缩残余应力为MPa，分布在85μm深度上（图4（c）），这是类似于由生产的磨削冷却液。
这些优势的产地以下是讨论。
液氮的应用程序创建的压缩残余应力200MPa时，蔓延到深度85毫米（图4（c）），这类似于磨削冷却液产生的后果。
这些优势的起源将在后面讨论到。
3.6.加热机制，微观结构和残余应力的发展
上述结果表明，液态氮是一种磨削淬火的运作中高级冷却介质。
其应用不仅提高了磨削组件的机械性能和产生残余压缩应力，而且还消除了表面氧化。
为了实现更深的了解，有必要研究有关的加热机制，磨削过程中发生在工件和砂轮相互作用区和GIL的微观结构的发展和残余应力分布。
在磨削淬火过程中，GIL的发展是在钢材加热温度超过的AC3期间发生的相变结果。
由于马氏体层的厚度是已知的，这可以从图.4测量，表面磨削温度可近似由[17]得出
其中的AC3是奥氏体转变温度为795℃，对于在这项研究中所使用的1045钢，y是马氏体层的厚度，erf是高斯误差函数，k/ρС为热扩散系数，D是砂轮的直径，d是切削深度且Vw是表的速度。
此公式预测，平均表面温度θs，应在833和1023℃之间，分别液氮和干燥空气的磨削。
然而在干燥的空气中如此高的温升并不令人惊讶，下面讨论和实验观察，可以解释应用液氮时会发生较大的温度上升，即使是它的沸点温度为－196℃。
图7在干燥后研磨空气间隙碳化物电子显微照片：
（a）亮场和索引衍射（注ε-碳化物在板条边界），（b）在101Fe2.4C反射的暗场;（c）亮场和索引衍射（注马氏体内的η-碳化物板条）（d）在00¯1Fe2C的反射暗场。
众所周知，在磨削加热并不是局限在一个非常小的磨区内，磨削加热的程度取决于贯穿在磨区的冷却介质的质量[20]。
正如图8（a）所示，当应用液氮，其高的蒸发量进一步提高，这是砂轮转动带来空气流动的湍流所产生的。
结果是渗透进入磨削区的液氮极为有限，只留下砂轮的毛孔和工件接触少量的氮气，如图中所示。
由于液氮沸腾散热只有在附近磨削区有效。
因此，磨削区的内部的地方存在温升。
图8（b）的实验很好地证明了这一原理，其中出现了大量的液体氮蒸气。
现在让我们考虑磨削淬火中微观结构的发展。
如前所述，GIL的开始，有必要达到AC3的温度。
根据我们之前的估计，液氮磨削符合条件。
此外，应用液氮使冷却速度增加，使在空气或冷却液的条件中磨削的热处理周期变得不同（图9）。
因此，在用液态氮磨削中奥氏体的变形发生在较低温度下，促进了多孔和多边形错位结构的发展。
下部结构的奥氏体对马氏体晶体增长的产生了阻碍，促进了的中心成核数量的增加，并导致整体马氏体结构的细化。
正因为如此，用液氮磨削导致了马氏体更精细的结构（图6（b））。
图8氮渗透在磨削区：
（a）原理介绍;（b）普遍的看法（注大量氮的蒸发）
冷却速度的变化也影响了最终GIL的结构。
在TTT图中的BS曲线突出部分的1045碳钢位于540℃和在1s的地方[21]。
这意味着要避免碳化物析出，磨削时的冷却速率在干燥的空气500grad/s而使用液氮时必须高于250grad/s。
由于干燥空气磨削不符合条件，在GIL中很容易有碳化物的形成（图7）。
此外，高应变率在磨削改变了他们的沉淀动力学并使得ε和η碳化物间质得到发展。
在液态氮的磨削中，其冷却速度远高于250grad/s因此没有碳化物的出现。
显然，使用液氮磨削产生的GIL是非常有利的，由于细化了马氏体和没有碳化物的缘故，都能提高GIL的硬度。
图9磨削中的热循环
现在让我们考虑残余应力的产生。
在磨削组件残留应力的相关研究得出的结论是他们的产生是因为机械牵引，热变形和相变换[22]。
一般的机械牵引产生压应力。
然而，热变形往往导致拉应力。
当相转换时，额外的残余应力出现，它可以改变所造成的应力分布[9,23,24]-无论是拉伸或压缩，这取决于新阶段的量的改变。
在马氏体转化的案例中，产生残余压应力为体心四方（BCT）晶格比原来带有铁素体正交晶格渗碳体晶格的体心立方（BCC）结构占更大的空间[21]。
干燥空气中的磨削所产生的拉伸应力是由于高热量的发展（温度正如之前估计的为1023℃）。
与此同时，间质碳化物Fe2C和Fe2.4C的沉淀降低了BCT马氏体晶格体积，降低相变引起的压应力，结果导致拉应力的产生。
在用液氮的磨削中，较小温度上升（833℃），精细均匀的马氏体结构（没有碳化物），且高的机械牵引都促成了压残余应力的产生。
4.结论
本文介绍了创新发展的一个采用液态氮的钢磨削淬火技术。
主要结论如下：
1.可以产生令人满意的表面质量，包括表面压残余应力和无氧化表面质量。
2.在磨削组件中相变发生在磨削地方的马氏体层。
该层有一个良好的马氏体结构，引起非常显著的硬度的提高。
3.用液氮磨削具有环境意识。
参考文献
[1]E.Brinksmeier,T.Brockhoff,利用磨削中的热作为新的热处理过程，CIRP45年报（1996）283-286。
[2]T.Brockhoff,磨削淬火：
综合观察，CIRP48年报（1999）255-260。
[3]S.Malkin,表面的燃烧限制和钢外圆磨削，CIRP27年报（1978）233-236。
[4]M.C.Shaw，A.Vyas，钢磨削的热影响区，CIRP43年报（1994）279-282。
[5]I.Zarudi,L.C.Zhang,再谈一些磨削表面的砂轮和工件相互作用问题，国际机床杂志与制造42（8）（2002）905-913。
[6]I.Zarudi,L.C.Zhang,退火钢磨削的力学性能改进，材料科学杂志37（18）（2002）3935-3943。
[7]I.Zarudi,L.C.Zhang,，建立退火钢磨削时结构的变化的模型，材料科学杂志37
（2）（2002年）4333-4341。
[8]M.Mahdi,L.C.Zhang,磨削应用力学，第七部分：
机械变形全耦合所致的残余应力，热变形和相变，机床与制造国际杂志39（1999）1285年至1298年。
[9]M.Mahdi,L.C.Zhang,，磨削应用力学—六。
通过耦合热塑性和相变所致的残余应力和表面硬化，机床与制造国际杂志38（1998）1289年至1304年。
[10]G.E.Linnert，焊接冶金，碳素钢和合金钢，第1卷，美国焊接学会，迈阿密，佛罗里达州，美国，1994年。
[11]P.Cohen,D.Kamody,，不断深入的低温工程，切削刀具工程50（1998）1-3。
[12]P.Gorden,C.M.，高速钢在低于大气温度残余奥氏体的转化，美国会报金属学会30（1942）569-591。
[13]J.R.Kennedy，应用于研究钼钨高速钢的低温处理，美国会报金属学会34（1945）251-309。
[14]F.Meng,K.Tagashira,R.Azuma，η-碳化物析出的作用于深冷处理中Fe-12Cr-Mo-V-1.4C工具钢耐磨性的改善，ISIJ国际34（1994）205-210。
[15]E.S.Zhmud，改善冲击冷却后的刀具寿命，金属科学和热处理10（1980）701-703。
[16]K.Nagai,T.Yuri,T.Ogata,O.Umezawa,K.Ishikawa,T.Nishimura,，三级的氧含量下的Ti-6Al-4V合金的低温力学性能，ISIJ国际31（1991）882-889。
[17]M.C.Shaw，磨料加工原理，牛津大学出版社，1996年，第574。
[18]S.Malkin，磨削技术，使用研磨剂加工的理论与应用，EllisHorwood有限公司，奇切斯特，1989年，第275。
[19]A.Koniger,C.Hammerl,M.Zeitler,B.Rauschenbach,，高通量碳离子在低温下植入铁后亚稳的碳化铁形成的阶段，物理评论B55（13）（1997）8143-8147。
[20]A.S.Lavine,T.C.Jen，磨削热方面：
工件的热传递，砂轮，和液体，ASME会报113（1991）296-303。
[21]G.Krauss,，钢：
钢的热处理原理国际ASMMetalsPark，OH，1980。
[22]L.C.Zhang,T.Suto,H.Noguchi,T.Waida,，研究磨金属和陶瓷材料的蠕动进给磨削，材料加工技术杂志48（1995）267-274。
[23]L.C.Zhang,T.Suto,H.Noguchi,T.Waida，磨削应用力学的概述，制造业回顾5（1992）261-273。
[24]M.Mahdi,L.C.Zhang，磨削应用力学-V。
热残余应力，国际机床与制造期刊37（1997）619-633。
升级会员 