Takk for at du besøker Nature.com.Du bruker en nettleserversjon med begrenset CSS-støtte.For den beste opplevelsen anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller deaktiverer kompatibilitetsmodus i Internet Explorer).I tillegg, for å sikre fortsatt støtte, viser vi nettstedet uten stiler og JavaScript.
Skyveknapper som viser tre artikler per lysbilde.Bruk tilbake- og neste-knappene for å gå gjennom lysbildene, eller lysbildekontrollknappene på slutten for å gå gjennom hvert lysbilde.

ASTM A240 304 316 rustfritt stål middels tykk plate kan kuttes og tilpasses Kina fabrikkpris

Materialkvalitet: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Type: Ferritisk, Austenitt, Martensitt, Dupleks
Teknologi: Kaldvalset og varmvalset
Sertifiseringer: ISO9001, CE, SGS hvert år
Tjeneste: Tredjeparts testing
Levering: innen 10-15 dager eller med tanke på kvantum

Rustfritt stål er en jernlegering som har et minimum krominnhold på 10,5 prosent.Krominnholdet produserer en tynn kromoksidfilm på stålets overflate kalt et passiveringslag.Dette laget hindrer korrosjon i å oppstå på ståloverflaten;jo større mengde krom i stålet, jo større korrosjonsmotstand.

Stålet inneholder også varierte mengder av andre elementer som karbon, silisium og mangan.Andre elementer kan tilsettes for å øke korrosjonsbestandigheten (nikkel) og formbarheten (molybden).

Oppførsel av høykarbon martensittisk rustfritt stål (HCMSS) bestående av ca. 22,5 vol.% karbider med høyt innhold av krom (Cr) og vanadium (V), ble fiksert ved elektronstrålesmelting (EBM).Mikrostrukturen er sammensatt av martensitt- og restaustenittfaser, submikron høy V og mikron høy Cr-karbider er jevnt fordelt, og hardheten er relativt høy.CoF synker med ca. 14,1 % med økende steady state-belastning på grunn av overføring av materiale fra det slitte sporet til den motsatte kroppen.Sammenlignet med martensittisk verktøystål behandlet på samme måte, er slitasjehastigheten til HCMSS nesten den samme ved lav påført belastning.Den dominerende slitemekanismen er fjerning av stålmatrisen ved slitasje etterfulgt av oksidasjon av slitesporet, mens tre-komponent abrasiv slitasje oppstår med økende belastning.Områder med plastisk deformasjon under slitasjearret identifisert ved kartlegging av tverrsnittshardhet.Spesifikke fenomener som oppstår når slitasjeforholdene øker, beskrives som karbidoppsprekking, høy vanadiumkarbidavrivning og formsprekker.Denne forskningen kaster lys over sliteegenskapene til HCMSS additiv produksjon, som kan bane vei for produksjon av EBM-komponenter for slitasjeapplikasjoner som spenner fra aksler til plastinjeksjonsformer.
Rustfritt stål (SS) er en allsidig familie av stål som er mye brukt i romfart, bilindustri, mat og mange andre applikasjoner på grunn av deres høye korrosjonsbestandighet og passende mekaniske egenskaper1,2,3.Deres høye korrosjonsbestandighet skyldes det høye innholdet av krom (mer enn 11,5 vekt-%) i HC, som bidrar til dannelsen av en oksidfilm med høyt krominnhold på overflaten1.Imidlertid har de fleste rustfrie stålkvaliteter et lavt karboninnhold og har derfor begrenset hardhet og slitestyrke, noe som resulterer i redusert levetid for slitasjerelaterte enheter som landingskomponenter for romfart4.Vanligvis har de lav hardhet (i området 180 til 450 HV), bare noen varmebehandlede martensittiske rustfrie stål har høy hardhet (opptil 700 HV) og høyt karboninnhold (opptil 1,2 vekt%), noe som kan bidra til dannelse av martensitt.1. Kort sagt, et høyt karboninnhold senker den martensittiske transformasjonstemperaturen, noe som tillater dannelse av en fullstendig martensittisk mikrostruktur og anskaffelse av en slitebestandig mikrostruktur ved høye kjølehastigheter.Harde faser (f.eks. karbider) kan tilsettes stålmatrisen for ytterligere å forbedre slitestyrken til dysen.
Innføringen av additiv produksjon (AM) kan produsere nye materialer med ønsket sammensetning, mikrostrukturelle egenskaper og overlegne mekaniske egenskaper5,6.For eksempel involverer pulverbedsmelting (PBF), en av de mest kommersialiserte additive sveiseprosessene, avsetning av forhåndslegerte pulvere for å danne tett formede deler ved å smelte pulveret ved bruk av varmekilder som lasere eller elektronstråler7.Flere studier har vist at additivt maskinerte deler av rustfritt stål kan utkonkurrere tradisjonelle deler.For eksempel har austenittiske rustfrie stål som er utsatt for additiv prosessering vist seg å ha overlegne mekaniske egenskaper på grunn av deres finere mikrostruktur (dvs. Hall-Petch-forhold)3,8,9.Varmebehandling av AM-behandlet ferritisk rustfritt stål gir ytterligere utfellinger som gir mekaniske egenskaper som ligner på deres konvensjonelle motparter3,10.Vedtatt tofaset rustfritt stål med høy styrke og hardhet, behandlet ved additiv prosessering, hvor forbedrede mekaniske egenskaper skyldes kromrike intermetalliske faser i mikrostrukturen11.I tillegg kan forbedrede mekaniske egenskaper til additivherdet martensittisk og PH rustfritt stål oppnås ved å kontrollere tilbakeholdt austenitt i mikrostrukturen og optimalisere maskinerings- og varmebehandlingsparametere 3,12,13,14.
Til dags dato har de tribologiske egenskapene til AM austenittiske rustfrie stål fått mer oppmerksomhet enn andre rustfrie stål.Den tribologiske oppførselen til lasersmelting i et lag av pulver (L-PBF) behandlet med 316L ble studert som en funksjon av AM-behandlingsparametrene.Det har vist seg at å minimere porøsiteten ved å redusere skannehastigheten eller øke laserkraften kan forbedre slitestyrken15,16.Li et al.17 testet tørr glideslitasje under ulike parametere (belastning, frekvens og temperatur) og viste at romtemperaturslitasje er hovedslitasjemekanismen, mens økt glidehastighet og temperatur fremmer oksidasjon.Det resulterende oksidlaget sikrer driften av lageret, friksjonen avtar med økende temperatur, og slitasjehastigheten øker ved høyere temperaturer.I andre studier forbedret tilsetningen av TiC18-, TiB219- og SiC20-partikler til en L-PBF-behandlet 316L-matrise slitestyrken ved å danne et tett arbeidsherdet friksjonslag med en økning i volumfraksjonen av harde partikler.Et beskyttende oksidlag er også observert i L-PBF12-behandlet PH-stål og SS11-dupleksstål, noe som indikerer at å begrense tilbakeholdt austenitt ved ettervarmebehandling12 kan forbedre slitestyrken.Som oppsummert her er litteraturen hovedsakelig fokusert på den tribologiske ytelsen til 316L SS-serien, mens det er lite data om den tribologiske ytelsen til en serie martensittiske additivt produserte rustfrie stål med mye høyere karboninnhold.
Electron Beam Melting (EBM) er en teknikk som ligner på L-PBF som er i stand til å danne mikrostrukturer med ildfaste karbider som høye vanadium- og kromkarbider på grunn av dens evne til å nå høyere temperaturer og skannehastigheter 21, 22. Eksisterende litteratur om EBM-behandling av rustfritt stål stål er hovedsakelig fokusert på å bestemme de optimale ELM-prosesseringsparametrene for å oppnå en mikrostruktur uten sprekker og porer og forbedre mekaniske egenskaper23, 24, 25, 26, mens det arbeides med de tribologiske egenskapene til EBM-behandlet rustfritt stål.Så langt har slitasjemekanismen til høykarbon martensittisk rustfritt stål behandlet med ELR blitt studert under begrensede forhold, og alvorlig plastisk deformasjon er rapportert å forekomme under slipende (sandpapirtest), tørre og gjørme-erosjonsforhold27.
Denne studien undersøkte slitestyrken og friksjonsegenskapene til høykarbon martensittisk rustfritt stål behandlet med ELR under tørre glideforhold beskrevet nedenfor.Først ble mikrostrukturelle trekk karakterisert ved bruk av skanningselektronmikroskopi (SEM), energidispersiv røntgenspektroskopi (EDX), røntgendiffraksjon og bildeanalyse.Dataene innhentet med disse metodene blir så brukt som grunnlag for observasjoner av tribologisk atferd gjennom tørre frem- og tilbakegående tester under ulike belastninger, og til slutt undersøkes den slitte overflatemorfologien ved hjelp av SEM-EDX og laserprofilometre.Slitasjehastigheten ble kvantifisert og sammenlignet med lignende behandlede martensittiske verktøystål.Dette ble gjort for å skape grunnlag for å sammenligne dette SS-systemet med mer vanlig brukte slitesystemer med samme type behandling.Til slutt vises et tverrsnittskart av slitasjebanen ved hjelp av en hardhetskartleggingsalgoritme som avslører den plastiske deformasjonen som oppstår under kontakt.Det skal bemerkes at de tribologiske testene for denne studien ble utført for å bedre forstå de tribologiske egenskapene til dette nye materialet, og ikke for å simulere en spesifikk applikasjon.Denne studien bidrar til en bedre forståelse av de tribologiske egenskapene til et nytt additivt produsert martensittisk rustfritt stål for slitasjeapplikasjoner som krever drift i tøffe miljøer.
Prøver av høykarbon martensittisk rustfritt stål (HCMSS) behandlet med ELR under merkenavnet Vibenite® 350 ble utviklet og levert av VBN Components AB, Sverige.Den nominelle kjemiske sammensetningen av prøven: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (vekt%).Først ble tørre glideprøver (40 mm × 20 mm × 5 mm) laget av de oppnådde rektangulære prøvene (42 mm × 22 mm × 7 mm) uten noen posttermisk behandling ved bruk av elektrisk utladningsmaskinering (EDM).Deretter ble prøvene suksessivt malt med SiC sandpapir med en kornstørrelse på 240 til 2400 R for å oppnå en overflateruhet (Ra) på ca. 0,15 μm.I tillegg, prøver av EBM-behandlet martensittisk verktøystål med høy karbon (HCMTS) med en nominell kjemisk sammensetning på 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (vekt .%) (kommersielt kjent som Vibenite® 150) Også tilberedt på samme måte.HCMTS inneholder 8 volumprosent karbider og brukes kun til å sammenligne data for HCMSS-slitasjehastighet.
Mikrostrukturell karakterisering av HCMSS ble utført ved bruk av en SEM (FEI Quanta 250, USA) utstyrt med en energidispersiv røntgen (EDX) XMax80-detektor fra Oxford Instruments.Tre tilfeldige mikrofotografier som inneholdt 3500 µm2 ble tatt i tilbakespredt elektron (BSE) modus og deretter analysert ved bruk av bildeanalyse (ImageJ®)28 for å bestemme arealfraksjon (dvs. volumfraksjon), størrelse og form.På grunn av den observerte karakteristiske morfologien ble arealfraksjonen tatt lik volumfraksjonen.I tillegg beregnes formfaktoren til karbider ved å bruke formfaktorligningen (Shfa):
Her er Ai arealet av karbiden (µm2) og Pi er omkretsen til karbiden (µm)29.For å identifisere fasene ble pulverrøntgendiffraksjon (XRD) utført ved bruk av et røntgendiffraktometer (Bruker D8 Discover med en LynxEye 1D-strimmeldetektor) med Co-Kα-stråling (λ = 1,79026 Å).Skann prøven over 2θ-området fra 35° til 130° med en trinnstørrelse på 0,02° og en trinntid på 2 sekunder.XRD-dataene ble analysert ved hjelp av programvaren Diffract.EVA, som oppdaterte den krystallografiske databasen i 2021. I tillegg ble en Vickers hardhetstester (Struers Durascan 80, Østerrike) brukt for å bestemme mikrohardheten.I henhold til ASTM E384-17 30-standarden ble det laget 30 utskrifter på metallografisk preparerte prøver i trinn på 0,35 mm i 10 s ved 5 kgf.Forfatterne har tidligere karakterisert de mikrostrukturelle egenskapene til HCMTS31.
Et kuleplatetribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) ble brukt til å utføre tørre frem- og tilbakegående slitasjetester, hvis konfigurasjon er beskrevet andre steder31.Testparametrene er som følger: i henhold til standard 32 ASTM G133-05, last 3 N, frekvens 1 Hz, slaglengde 3 mm, varighet 1 time.Aluminiumoksidkuler (Al2O3, nøyaktighetsklasse 28/ISO 3290) med en diameter på 10 mm med en makrohardhet på ca. 1500 HV og en overflateruhet (Ra) på ca. 0,05 µm, levert av Redhill Precision, Tsjekkia, ble brukt som motvekter. .Balansering ble valgt for å forhindre effekten av oksidasjon som kan oppstå på grunn av balansering og for å bedre forstå slitemekanismene til prøver under alvorlige slitasjeforhold.Det skal bemerkes at testparametrene er de samme som i Ref.8 for å sammenligne data for slitasjehastighet med eksisterende studier.I tillegg ble det utført en serie frem- og tilbakegående tester med en belastning på 10 N for å verifisere den tribologiske ytelsen ved høyere belastninger, mens andre testparametere holdt seg konstante.Starttrykk i henhold til Hertz er 7,7 MPa og 11,5 MPa ved henholdsvis 3 N og 10 N.Under slitasjetesten ble friksjonskraften registrert ved en frekvens på 45 Hz og gjennomsnittlig friksjonskoeffisient (CoF) ble beregnet.For hver belastning ble det tatt tre målinger under omgivelsesforhold.
Slitasjebanen ble undersøkt ved bruk av SEM beskrevet ovenfor, og EMF-analysen ble utført ved bruk av Aztec Acquisition-programvare for slitasjeoverflateanalyse.Den slitte overflaten til den parede kuben ble undersøkt ved hjelp av et optisk mikroskop (Keyence VHX-5000, Japan).En berøringsfri laserprofiler (NanoFocus µScan, Tyskland) skannet slitasjemerket med en vertikal oppløsning på ±0,1 µm langs z-aksen og 5 µm langs x- og y-aksene.Slitasjearroverflateprofilkartet ble laget i Matlab® ved å bruke x, y, z-koordinater hentet fra profilmålingene.Flere vertikale slitebaneprofiler hentet fra overflateprofilkartet benyttes for å beregne slitasjevolumstapet på slitebanen.Volumtapet ble beregnet som produktet av det gjennomsnittlige tverrsnittsarealet til trådprofilen og lengden på slitesporet, og ytterligere detaljer om denne metoden er tidligere beskrevet av forfatterne33.Herfra hentes den spesifikke slitasjehastigheten (k) fra følgende formel:
Her er V volumtapet på grunn av slitasje (mm3), W er påført belastning (N), L er glideavstanden (mm), og k er den spesifikke slitasjehastigheten (mm3/Nm)34.Friksjonsdata og overflateprofilkart for HCMTS er inkludert i tilleggsmateriale (tilleggsfigur S1 og figur S2) for å sammenligne HCMSS-slitasjehastigheter.
I denne studien ble et tverrsnittshardhetskart av slitebanen brukt for å demonstrere den plastiske deformasjonsadferden (dvs. arbeidsherding på grunn av kontakttrykk) til slitesonen.De polerte prøvene ble kuttet med et skjærehjul av aluminiumoksid på en skjæremaskin (Struers Accutom-5, Østerrike) og polert med SiC sandpapirkvaliteter fra 240 til 4000 P langs tykkelsen av prøvene.Mikrohardhetsmåling ved 0,5 kgf 10 s og 0,1 mm avstand i henhold til ASTM E348-17.Utskriftene ble plassert på et 1,26 × 0,3 mm2 rektangulært rutenett omtrent 60 µm under overflaten (figur 1), og deretter ble et hardhetskart gjengitt ved å bruke tilpasset Matlab®-kode beskrevet andre steder35.I tillegg ble mikrostrukturen til tverrsnittet av slitesonen undersøkt ved bruk av SEM.
Skjematisk av slitemerket som viser plasseringen av tverrsnittet (a) og et optisk mikrofotografi av hardhetskartet som viser merket identifisert i tverrsnittet (b).
Mikrostrukturen til HCMSS behandlet med ELP består av et homogent karbidnettverk omgitt av en matrise (fig. 2a, b).EDX-analyse viste at de grå og mørke karbidene var henholdsvis krom- og vanadiumrike karbider (tabell 1).Beregnet fra bildeanalyse er volumfraksjonen av karbider estimert til å være ~22,5% (~18,2% høye kromkarbider og ~4,3% høye vanadiumkarbider).Gjennomsnittlig kornstørrelse med standardavvik er 0,64 ± 0,2 µm og 1,84 ± 0,4 µm for henholdsvis V- og Cr-rike karbider (fig. 2c, d).Høy V-karbider har en tendens til å være rundere med en formfaktor (±SD) på omtrent 0,88±0,03 fordi formfaktorverdier nær 1 tilsvarer runde karbider.I motsetning til dette er karbider med høyt krom ikke perfekt runde, med en formfaktor på omtrent 0,56 ± 0,01, noe som kan skyldes agglomerering.Martensitt (α, bcc) og beholdt austenitt (γ', fcc) diffraksjonstopper ble detektert på HCMSS røntgenmønsteret som vist i fig. 2e.I tillegg viser røntgenmønsteret tilstedeværelsen av sekundære karbider.Karbider med høyt krom er blitt identifisert som karbider av typen M3C2 og M23C6.I følge litteraturdataene ble 36,37,38 diffraksjonstopper av VC-karbider registrert ved ≈43° og 63°, noe som tyder på at VC-toppene ble maskert av M23C6-toppene til kromrike karbider (fig. 2e).
Mikrostruktur av høykarbon martensittisk rustfritt stål behandlet med EBL (a) ved lav forstørrelse og (b) ved høy forstørrelse, som viser krom- og vanadiumrike karbider og en rustfri stålmatrise (elektrontilbakespredningsmodus).Søylediagrammer som viser kornstørrelsesfordelingen av kromrike (c) og vanadiumrike (d) karbider.Røntgenmønsteret viser tilstedeværelsen av martensitt, tilbakeholdt austenitt og karbider i mikrostrukturen (d).
Gjennomsnittlig mikrohardhet er 625,7 + 7,5 HV5, og viser en relativt høy hardhet sammenlignet med konvensjonelt bearbeidet martensittisk rustfritt stål (450 HV)1 uten varmebehandling.Nanoindentasjonshardheten til høy-V-karbider og høy-Cr-karbider er rapportert å være mellom henholdsvis 12 og 32,5 GPa39 og 13–22 GPa40.Den høye hardheten til HCMSS behandlet med ELP skyldes således det høye karboninnholdet, som fremmer dannelsen av et karbidnettverk.Dermed viser HSMSS behandlet med ELP gode mikrostrukturelle egenskaper og hardhet uten noen ekstra posttermisk behandling.
Kurver for gjennomsnittlig friksjonskoeffisient (CoF) for prøver ved 3 N og 10 N er presentert i figur 3, området for minimums- og maksimumsfriksjonsverdier er merket med gjennomskinnelig skyggelegging.Hver kurve viser en innkjøringsfase og en stabil fase.Innkjøringsfasen avsluttes ved 1,2 m med en CoF (±SD) på 0,41 ± 0,24,3 N og ved 3,7 m med en CoF på 0,71 ± 0,16,10 N, før den går inn i fasestabil tilstand når friksjonen stopper.endres ikke raskt.På grunn av den lille kontaktflaten og den grove innledende plastiske deformasjonen økte friksjonskraften raskt under innkjøringsstadiet ved 3 N og 10 N, hvor det oppsto en høyere friksjonskraft og en lengre glideavstand ved 10 N, noe som kan skyldes til at Sammenlignet med 3 N er overflateskader høyere.For 3 N og 10 N er CoF-verdiene i stasjonær fase henholdsvis 0,78 ± 0,05 og 0,67 ± 0,01.CoF er praktisk talt stabil ved 10 N og øker gradvis ved 3 N. I den begrensede litteraturen varierer CoF for L-PBF-behandlet rustfritt stål sammenlignet med keramiske reaksjonslegemer ved lav påført belastning fra 0,5 til 0,728, 20, 42, som er i god samsvar med målte CoF-verdier i denne studien.Nedgangen i CoF med økende belastning i steady state (ca. 14,1%) kan tilskrives overflatedegradering som oppstår i grensesnittet mellom den slitte overflaten og motparten, som vil bli ytterligere diskutert i neste avsnitt gjennom analysen av overflaten til overflaten. slitte prøver.
Friksjonskoeffisienter for VSMSS-prøver behandlet med ELP på glidebaner ved 3 N og 10 N, en stasjonær fase er markert for hver kurve.
De spesifikke slitasjeratene til HKMS (625,7 HV) er estimert til 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm og 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm ved henholdsvis 3 N og 10 N (fig. 4).Dermed øker slitasjeraten med økende belastning, noe som stemmer godt overens med eksisterende studier på austenitt behandlet med L-PBF og PH SS17,43.Under de samme tribologiske forholdene er slitasjehastigheten ved 3 N omtrent en femtedel av det for austenittisk rustfritt stål behandlet med L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), som i forrige tilfelle. .8. I tillegg var slitasjehastigheten til HCMSS ved 3 N betydelig lavere enn konvensjonelt maskinert austenittisk rustfritt stål, og spesielt høyere enn sterkt isotropisk presset (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) og støpt (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) henholdsvis maskinert austenittisk rustfritt stål, 8.Sammenlignet med disse studiene i litteraturen, tilskrives den forbedrede slitestyrken til HCMSS det høye karboninnholdet og det dannede karbidnettverket som resulterer i høyere hardhet enn additivt maskinert austenittisk rustfritt stål som er konvensjonelt maskinert.For ytterligere å studere slitasjehastigheten til HCMSS-prøver, ble en lignende bearbeidet martensittisk verktøystålprøve (HCMTS) (med en hardhet på 790 HV) testet under lignende forhold (3 N og 10 N) for sammenligning;Supplerende materiale er HCMTS Surface Profile Map (Supplerende Figur S2).Slitasjehastigheten til HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) er nesten den samme som for HCMTS ved 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), noe som indikerer utmerket slitestyrke .Disse egenskapene tilskrives hovedsakelig de mikrostrukturelle egenskapene til HCMSS (dvs. høyt karbidinnhold, størrelse, form og fordeling av karbidpartikler i matrisen, som beskrevet i avsnitt 3.1).Som tidligere rapportert31,44 påvirker karbidinnholdet bredden og dybden på slitasjearret og mekanismen for mikroslipende slitasje.Imidlertid er karbidinnholdet utilstrekkelig til å beskytte dysen ved 10 N, noe som resulterer i økt slitasje.I det følgende avsnittet brukes slitasjeoverflatemorfologi og -topografi for å forklare de underliggende slitasje- og deformasjonsmekanismene som påvirker slitasjehastigheten til HCMSS.Ved 10 N er slitasjehastigheten til VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) høyere enn for VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Tvert imot er disse slitasjehastighetene fortsatt ganske høye: under lignende testforhold er slitasjehastigheten til belegg basert på krom og stellitt lavere enn for HCMSS45,46.Til slutt, på grunn av den høye hardheten til aluminaen (1500 HV), var paringsslitasjehastigheten ubetydelig, og det ble funnet tegn på materialoverføring fra prøven til aluminiumskulene.
Spesifikk slitasje i ELR-bearbeiding av høykarbonmartensittisk rustfritt stål (HMCSS), ELR-bearbeiding av høykarbonmartensittisk verktøystål (HCMTS) og L-PBF, støping og høy isotropisk pressing (HIP) maskinering av austenittisk rustfritt stål (316LSS) ved ulike bruksområder hastigheter belastes.Spredningsdiagrammet viser standardavviket til målingene.Data for austenittisk rustfritt stål er hentet fra 8.
Mens hardfacings som krom og stellitt kan gi bedre slitestyrke enn additivt maskinerte legeringssystemer, kan additiv maskinering (1) forbedre mikrostrukturen, spesielt for materialer med en rekke tettheter.operasjoner på endedelen;og (3) opprettelse av nye overflatetopologier som integrerte fluiddynamiske lagre.I tillegg tilbyr AM geometrisk designfleksibilitet.Denne studien er spesielt ny og viktig ettersom det er avgjørende å belyse sliteegenskapene til disse nyutviklede metallegeringene med EBM, som den nåværende litteraturen er svært begrenset for.
Morfologien til den slitte overflaten og morfologien til de slitte prøvene ved 3 N er vist i fig.5, hvor hovedslitasjemekanismen er slitasje etterfulgt av oksidasjon.Først blir stålsubstratet plastisk deformert og deretter fjernet for å danne spor 1 til 3 µm dype, som vist i overflateprofilen (fig. 5a).På grunn av friksjonsvarmen som genereres ved kontinuerlig glidning, forblir det fjernede materialet ved grensesnittet til det tribologiske systemet, og danner et tribologisk lag bestående av små øyer med høyt jernoksid som omgir høye krom- og vanadiumkarbider (Figur 5b og Tabell 2).), som også ble rapportert for austenittisk rustfritt stål behandlet med L-PBF15,17.På fig.5c viser intens oksidasjon som skjer i midten av slitasjearret.Således forenkles dannelsen av friksjonslaget ved ødeleggelse av friksjonslaget (dvs. oksydlaget) (fig. 5f) eller fjerning av materiale skjer i svake områder i mikrostrukturen, og akselererer dermed fjerning av materiale.I begge tilfeller fører ødeleggelsen av friksjonslaget til dannelse av slitasjeprodukter ved grensesnittet, noe som kan være årsaken til tendensen til en økning i CoF i steady state 3N (fig. 3).I tillegg er det tegn på tredelt slitasje forårsaket av oksider og løse slitasjepartikler på slitebanen, som til slutt fører til dannelse av mikroriper på underlaget (Fig. 5b, e)9,12,47.
Overflateprofil (a) og mikrofotografier (b–f) av sliteoverflatemorfologien til høykarbon martensittisk rustfritt stål behandlet med ELP ved 3 N, tverrsnitt av slitemerket i BSE-modus (d) og optisk mikroskopi av slitasjen overflate ved 3 N (g) aluminiumoksydkuler.
Slipebånd dannet på stålunderlaget, som indikerer plastisk deformasjon på grunn av slitasje (fig. 5e).Lignende resultater ble også oppnådd i en studie av slitasjeoppførselen til SS47 austenittisk stål behandlet med L-PBF.Reorienteringen av vanadiumrike karbider indikerer også plastisk deformasjon av stålmatrisen under glidning (fig. 5e).Mikrofotografier av slitemerkets tverrsnitt viser tilstedeværelsen av små runde groper omgitt av mikrosprekker (fig. 5d), som kan skyldes for stor plastisk deformasjon nær overflaten.Materialoverføringen til aluminiumoksydkulene var begrenset, mens kulene forble intakte (fig. 5g).
Bredden og dybden på slitasjen til prøvene økte med økende belastning (ved 10 N), som vist i overflatetopografikartet (Fig. 6a).Slitasje og oksidasjon er fortsatt de dominerende slitemekanismene, og en økning i antall mikroriper på slitesporet indikerer at tredelt slitasje også oppstår ved 10 N (fig. 6b).EDX-analyse viste dannelsen av jernrike oksidøyer.Al-toppene i spektrene bekreftet at overføringen av stoffet fra motparten til prøven skjedde ved 10 N (fig. 6c og tabell 3), mens den ikke ble observert ved 3 N (tabell 2).Trekroppsslitasje er forårsaket av slitasjepartikler fra oksidøyer og analoger, der detaljert EDX-analyse avslørte materialoverføring fra analoger (tilleggsfigur S3 og tabell S1).Utviklingen av oksidøyer er forbundet med dype groper, som også observeres i 3N (fig. 5).Oppsprekking og fragmentering av karbider skjer hovedsakelig i karbider rike på 10 N Cr (fig. 6e, f).I tillegg flaker høy V-karbider og sliter på den omkringliggende matrisen, noe som igjen forårsaker tredelt slitasje.En grop tilsvarende størrelsen og formen til høy-V-karbiden (uthevet i rød sirkel) dukket også opp i tverrsnittet av banen (fig. 6d) (se karbidstørrelse og formanalyse. 3.1), noe som indikerer at den høye V-en karbid V kan flake av matrisen ved 10 N. Den runde formen til høy-V-karbider bidrar til trekkeeffekten, mens agglomererte høy-Cr-karbider er utsatt for sprekker (fig. 6e, f).Denne feilatferden indikerer at matrisen har overskredet sin evne til å motstå plastisk deformasjon og at mikrostrukturen ikke gir tilstrekkelig slagstyrke ved 10 N. Vertikal sprekkdannelse under overflaten (fig. 6d) indikerer intensiteten av plastisk deformasjon som oppstår under glidning.Når belastningen øker, skjer det en overføring av materiale fra det slitte sporet til aluminakulen (fig. 6g), som kan være stabil ved 10 N. Hovedårsaken til reduksjonen i CoF-verdier (fig. 3).
Overflateprofil (a) og mikrofotografier (b–f) av slitt overflatetopografi (b–f) av høykarbon martensittisk rustfritt stål behandlet med EBA ved 10 N, slitasjesportverrsnitt i BSE-modus (d) og optisk mikroskopoverflate av aluminiumoksydsfære ved 10 N (g).
Under glideslitasje utsettes overflaten for antistoff-induserte trykk- og skjærspenninger, noe som resulterer i betydelig plastisk deformasjon under den slitte overflaten34,48,49.Derfor kan arbeidsherding oppstå under overflaten på grunn av plastisk deformasjon, noe som påvirker slitasje- og deformasjonsmekanismene som bestemmer slitasjeoppførselen til et materiale.Derfor ble hardhetskartlegging av tverrsnitt (som beskrevet i avsnitt 2.4) utført i denne studien for å bestemme utviklingen av en plastisk deformasjonssone (PDZ) under slitasjebanen som funksjon av belastning.Siden det, som nevnt i de foregående avsnittene, ble observert tydelige tegn på plastisk deformasjon under slitasjesporet (fig. 5d, 6d), spesielt ved 10 N.
På fig.Figur 7 viser hardhetsdiagrammer i tverrsnitt av slitasjemerker av HCMSS behandlet med ELP ved 3 N og 10 N. Det er verdt å merke seg at disse hardhetsverdiene ble brukt som en indeks for å evaluere effekten av arbeidsherding.Endringen i hardhet under slitemerket er fra 667 til 672 HV ved 3 N (fig. 7a), noe som indikerer at arbeidsherdingen er ubetydelig.Antagelig, på grunn av den lave oppløsningen til mikrohardhetskartet (dvs. avstanden mellom merkene), kunne den anvendte hardhetsmålingsmetoden ikke oppdage endringer i hardhet.Tvert imot ble PDZ-soner med hardhetsverdier fra 677 til 686 HV med en maksimal dybde på 118 µm og en lengde på 488 µm observert ved 10 N (fig. 7b), som korrelerer med bredden på slitesporet ( Fig. 6a)).Lignende data om PDZ-størrelsesvariasjon med belastning ble funnet i en slitasjestudie på SS47 behandlet med L-PBF.Resultatene viser at tilstedeværelsen av tilbakeholdt austenitt påvirker duktiliteten til additivt fremstilte stål 3, 12, 50, og tilbakeholdt austenitt omdannes til martensitt under plastisk deformasjon (plastisk effekt av fasetransformasjon), noe som øker arbeidsherdingen av stålet.stål 51. Siden VCMSS-prøven inneholdt tilbakeholdt austenitt i samsvar med røntgendiffraksjonsmønsteret diskutert tidligere (fig. 2e), ble det foreslått at tilbakeholdt austenitt i mikrostrukturen kunne transformeres til martensitt under kontakt, og dermed øke hardheten til PDZ ( Fig. 7b).I tillegg indikerer dannelsen av glid som oppstår på slitebanen (fig. 5e, 6f) også plastisk deformasjon forårsaket av dislokasjonsglidning under påvirkning av skjærspenning ved glidekontakt.Imidlertid var skjærspenningen indusert ved 3 N utilstrekkelig til å produsere en høy dislokasjonstetthet eller transformasjonen av tilbakeholdt austenitt til martensitt observert ved metoden som ble brukt, så arbeidsherding ble observert kun ved 10 N (fig. 7b).
Tverrsnittshardhetsdiagrammer av slitespor av martensittisk rustfritt stål med høy karbon som er utsatt for elektrisk utladningsbearbeiding ved 3 N (a) og 10 N (b).
Denne studien viser slitasjeadferden og mikrostrukturegenskapene til et nytt martensittisk rustfritt stål med høy karbon som er behandlet med ELR.Det ble utført tørre slitasjetester i glidning under ulike belastninger, og slitte prøver ble undersøkt ved hjelp av elektronmikroskopi, laserprofilometer og hardhetskart av tverrsnitt av slitespor.
Mikrostrukturanalyse avdekket en jevn fordeling av karbider med høyt innhold av krom (~18,2% karbider) og vanadium (~4,3% karbider) i en matrise av martensitt og tilbakeholdt austenitt med relativt høy mikrohardhet.De dominerende slitasjemekanismene er slitasje og oksidasjon ved lav belastning, mens trekroppsslitasje forårsaket av strakte høy-V-karbider og løskornoksider også bidrar til slitasje ved økende belastning.Slitasjehastigheten er bedre enn L-PBF og konvensjonelt maskinert austenittisk rustfritt stål, og til og med lik den for EBM-maskinert verktøystål ved lav belastning.CoF-verdien avtar med økende belastning på grunn av overføring av materiale til motsatt legeme.Ved å bruke metoden for kartlegging av tverrsnittshardhet, vises den plastiske deformasjonssonen under slitemerket.Mulig kornforfining og faseoverganger i matrisen kan undersøkes videre ved bruk av elektron-tilbakespredningsdiffraksjon for bedre å forstå effekten av arbeidsherding.Den lave oppløsningen til mikrohardhetskartet tillater ikke visualisering av slitasjesonens hardhet ved lave påførte belastninger, så nanoinnrykk kan gi høyere oppløsnings hardhetsendringer ved bruk av samme metode.
Denne studien presenterer for første gang en omfattende analyse av slitestyrken og friksjonsegenskapene til et nytt høykarbon martensittisk rustfritt stål behandlet med ELR.Tatt i betraktning den geometriske designfriheten til AM og muligheten for å redusere maskineringstrinn med AM, kan denne forskningen bane vei for produksjon av dette nye materialet og dets bruk i slitasjerelaterte enheter fra aksler til plastinjeksjonsformer med komplisert kjølekanal.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. et al.Stål i additiv produksjon: en gjennomgang av dets mikrostruktur og egenskaper.alma mater.vitenskapen.prosjekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. og Passeggio, F. Skade på sliteoverflaten til EN 3358 rustfrie luftfartskomponenter under glidning.Brorskap.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Additiv produksjon av metallkomponenter – prosess, struktur og ytelse.programmering.alma mater.vitenskapen.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. og Emmelmann S. Produksjon av metalltilsetningsstoffer.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Standard terminologi for additiv produksjonsteknologi.Rask produksjon.Assisterende professor.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Mekaniske og tribologiske egenskaper til 316L rustfritt stål – sammenligning av selektiv lasersmelting, varmpressing og konvensjonell støping.Legge til.produsent.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., og Pham, MS Mikrostrukturbidrag til additivt tilvirket 316L rustfritt stål tørt glidende slitasjemekanismer og anisotropi.alma mater.des.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. og Tatlock GJ Mekanisk respons og mekanismer for deformasjon av stålkonstruksjoner herdet med jernoksiddispersjon oppnådd ved selektiv lasersmelting.Blad.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI og Akhtar, F. Høyere ordens mekanisk styrke etter varmebehandling av SLM 2507 ved rom og forhøyede temperaturer, hjulpet av hard/duktil sigma-utfelling.Metall (Basel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., og Li, S. Mikrostruktur, ettervarmereaksjon og tribologiske egenskaper til 3D-trykt 17-4 PH rustfritt stål.Iført 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., og Zhang, L. Fortettingsadferd, mikrostrukturutvikling og mekaniske egenskaper til TiC/AISI420 rustfrie stålkompositter fremstilt ved selektiv lasersmelting.alma mater.des.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fremstilling og karakterisering av AISI 420 rustfritt stål ved bruk av selektiv lasersmelting.alma mater.produsent.prosess.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. og Alrbey K. Glidende slitasjeegenskaper og korrosjonsadferd ved selektiv lasersmelting av 316L rustfritt stål.J. Alma mater.prosjekt.henrette.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Friksjon og slitasje av rustfritt stål med pulverlag under oljesmøring [J].Tribiol.intern 104, 183–190 (2016).