Dziękujemy za odwiedzenie Nature.com.Używasz wersji przeglądarki z ograniczoną obsługą CSS.Aby uzyskać najlepszą jakość, zalecamy użycie zaktualizowanej przeglądarki (lub wyłączenie trybu zgodności w przeglądarce Internet Explorer).Ponadto, aby zapewnić ciągłość wsparcia, wyświetlamy witrynę bez stylów i JavaScript.
Suwaki pokazujące trzy artykuły na slajd.Użyj przycisków Wstecz i Dalej, aby poruszać się po slajdach, lub przycisków kontrolera slajdów na końcu, aby poruszać się po poszczególnych slajdach.

ASTM A240 304 316 Średnio gruba płyta ze stali nierdzewnej może być cięta i dostosowywana Cena fabryczna w Chinach

Klasa materiału: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Typ: ferrytowy, austenit, martenzyt, duplex
Technologia: walcowane na zimno i walcowane na gorąco
Certyfikaty: ISO9001, CE, SGS co roku
Usługa: Testowanie przez stronę trzecią
Dostawa: w ciągu 10-15 dni lub biorąc pod uwagę ilość

Stal nierdzewna to stop żelaza o minimalnej zawartości chromu wynoszącej 10,5%.Zawartość chromu powoduje powstanie cienkiej warstwy tlenku chromu na powierzchni stali, zwanej warstwą pasywacyjną.Warstwa ta zapobiega powstawaniu korozji na powierzchni stali;im większa ilość chromu w stali, tym większa odporność na korozję.

Stal zawiera również zróżnicowane ilości innych pierwiastków, takich jak węgiel, krzem i mangan.Można dodać inne pierwiastki w celu zwiększenia odporności na korozję (nikiel) i odkształcalności (molibden).

Zachowanie wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej (HCMSS) składającej się z około 22,5 obj.% węglików o dużej zawartości chromu (Cr) i wanadu (V), utrwalano metodą topienia wiązką elektronów (EBM).Mikrostruktura składa się z faz martenzytu i resztkowego austenitu, węgliki Cr o wysokości submikronowej V i wysokiej mikronowej Cr są równomiernie rozmieszczone, a twardość jest stosunkowo wysoka.CoF zmniejsza się o około 14,1% wraz ze wzrostem obciążenia w stanie ustalonym w wyniku przenoszenia materiału ze zużytej gąsienicy na przeciwne nadwozie.W porównaniu do martenzytycznych stali narzędziowych traktowanych w ten sam sposób, stopień zużycia HCMSS jest prawie taki sam przy niskich stosowanych obciążeniach.Dominującym mechanizmem zużycia jest usuwanie osnowy stalowej poprzez ścieranie, a następnie utlenianie ścieżki zużycia, natomiast trójskładnikowe zużycie ścierne następuje wraz ze wzrostem obciążenia.Obszary odkształceń plastycznych pod śladem zużycia zidentyfikowane za pomocą przekrojowego mapowania twardości.Specyficzne zjawiska zachodzące wraz ze wzrostem warunków zużycia opisywane są jako pękanie węglika, wyrywanie przy dużej zawartości węglika wanadu i pękanie matrycy.Badanie to rzuca światło na charakterystykę zużycia związaną z wytwarzaniem przyrostowym HCMSS, co może utorować drogę do produkcji komponentów EBM do zastosowań związanych ze zużyciem, od wałów po formy wtryskowe z tworzyw sztucznych.
Stal nierdzewna (SS) to wszechstronna rodzina stali szeroko stosowana w przemyśle lotniczym, motoryzacyjnym, spożywczym i wielu innych zastosowaniach ze względu na ich wysoką odporność na korozję i odpowiednie właściwości mechaniczne1,2,3.Ich wysoka odporność na korozję wynika z dużej zawartości chromu (ponad 11,5% wag.) w HC, co przyczynia się do tworzenia na powierzchni warstwy tlenkowej o dużej zawartości chromu1.Jednakże większość gatunków stali nierdzewnej ma niską zawartość węgla i dlatego ma ograniczoną twardość i odporność na zużycie, co skutkuje krótszą żywotnością urządzeń związanych ze zużyciem, takich jak elementy lądowiska w przestrzeni kosmicznej4.Zwykle mają niską twardość (w zakresie 180 do 450 HV), jedynie niektóre martenzytyczne stale nierdzewne poddane obróbce cieplnej mają wysoką twardość (do 700 HV) i wysoką zawartość węgla (do 1,2% wag.), co może przyczyniać się do powstawanie martenzytu.1. Krótko mówiąc, wysoka zawartość węgla obniża temperaturę przemiany martenzytycznej, umożliwiając utworzenie w pełni martenzytycznej mikrostruktury i uzyskanie mikrostruktury odpornej na zużycie przy dużych szybkościach chłodzenia.Do stalowej osnowy można dodać twarde fazy (np. węgliki) w celu dalszej poprawy odporności matrycy na zużycie.
Wprowadzenie wytwarzania przyrostowego (AM) może wytworzyć nowe materiały o pożądanym składzie, cechach mikrostrukturalnych i doskonałych właściwościach mechanicznych5,6.Na przykład topienie w złożu proszkowym (PBF), jeden z najbardziej skomercjalizowanych procesów spawania addytywnego, polega na osadzaniu wstępnie stopowych proszków w celu utworzenia ściśle ukształtowanych części poprzez topienie proszków za pomocą źródeł ciepła, takich jak lasery lub wiązki elektronów7.Kilka badań wykazało, że części ze stali nierdzewnej obrobione metodą addytywną mogą przewyższać części wykonane tradycyjnie.Na przykład wykazano, że austenityczne stale nierdzewne poddane obróbce addytywnej mają doskonałe właściwości mechaniczne ze względu na ich drobniejszą mikrostrukturę (tj. zależności Halla-Petcha)3,8,9.Obróbka cieplna ferrytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce AM powoduje powstanie dodatkowych wydzieleń, które zapewniają właściwości mechaniczne podobne do ich konwencjonalnych odpowiedników3,10.Przyjęta dwufazowa stal nierdzewna o dużej wytrzymałości i twardości, poddana obróbce metodą addytywną, gdzie polepszone właściwości mechaniczne wynikają z obecności faz międzymetalicznych bogatych w chrom w mikrostrukturze11.Ponadto ulepszone właściwości mechaniczne utwardzanych addytywnie stali martenzytycznych i stali nierdzewnych PH można uzyskać poprzez kontrolę austenitu szczątkowego w mikrostrukturze oraz optymalizację parametrów obróbki i obróbki cieplnej 3,12,13,14.
Do tej pory właściwościom tribologicznym austenitycznych stali nierdzewnych AM poświęcono więcej uwagi niż innym stalom nierdzewnym.Zbadano trybologiczne zachowanie topienia laserowego w warstwie proszku (L-PBF) poddanej obróbce 316L w funkcji parametrów przetwarzania AM.Wykazano, że minimalizacja porowatości poprzez zmniejszenie prędkości skanowania lub zwiększenie mocy lasera może poprawić odporność na zużycie15,16.Li i in.17 przetestowali zużycie ślizgowe na sucho przy różnych parametrach (obciążenie, częstotliwość i temperatura) i wykazali, że głównym mechanizmem zużycia jest zużycie w temperaturze pokojowej, natomiast zwiększenie prędkości poślizgu i temperatury sprzyja utlenianiu.Powstała warstwa tlenku zapewnia pracę łożyska, tarcie maleje wraz ze wzrostem temperatury, a szybkość zużycia wzrasta w wyższych temperaturach.W innych badaniach dodatek cząstek TiC18, TiB219 i SiC20 do matrycy 316L poddanej obróbce L-PBF poprawił odporność na zużycie poprzez utworzenie gęstej, utwardzonej przez zgniot warstwy ciernej ze wzrostem udziału objętościowego twardych cząstek.Ochronną warstwę tlenku zaobserwowano także w stali PH poddanej obróbce L-PBF12 i stali duplex SS11, co wskazuje, że ograniczenie austenitu szczątkowego poprzez obróbkę cieplną12 może poprawić odporność na zużycie.Jak podsumowano tutaj, literatura skupia się głównie na właściwościach tribologicznych serii 316L SS, podczas gdy istnieje niewiele danych na temat parametrów tribologicznych serii stali nierdzewnych wytwarzanych metodą addytywną martenzytycznie, o znacznie wyższej zawartości węgla.
Topienie wiązką elektronów (EBM) to technika podobna do L-PBF, zdolna do tworzenia mikrostruktur z węglików ogniotrwałych, takich jak węgliki o wysokiej zawartości wanadu i chromu, ze względu na jej zdolność do osiągania wyższych temperatur i szybkości skanowania 21, 22. Istniejąca literatura na temat przetwarzania stali nierdzewnej za pomocą EBM Steel koncentruje się głównie na określeniu optymalnych parametrów przetwarzania ELM w celu uzyskania mikrostruktury bez pęknięć i porów oraz poprawy właściwości mechanicznych23, 24, 25, 26, jednocześnie pracując nad właściwościami tribologicznymi stali nierdzewnej poddanej obróbce EBM.Jak dotąd mechanizm zużycia wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce ELR badano w ograniczonych warunkach i donoszono, że poważne odkształcenia plastyczne występują w warunkach ściernych (test papieru ściernego), w warunkach suchych i erozji błotnej27.
W badaniu tym zbadano odporność na zużycie i właściwości cierne wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce ELR w opisanych poniżej warunkach poślizgu na sucho.Najpierw scharakteryzowano cechy mikrostrukturalne za pomocą skaningowej mikroskopii elektronowej (SEM), spektroskopii rentgenowskiej z dyspersją energii (EDX), dyfrakcji promieni rentgenowskich i analizy obrazu.Dane uzyskane tymi metodami stanowią następnie podstawę do obserwacji zachowania tribologicznego poprzez suche testy ruchu posuwisto-zwrotnego pod różnymi obciążeniami, a na koniec bada się morfologię zużytej powierzchni za pomocą SEM-EDX i profilometrów laserowych.Szybkość zużycia określono ilościowo i porównano z podobnie obrobionymi martenzytycznymi stalami narzędziowymi.Dokonano tego, aby stworzyć podstawę do porównania tego systemu SS z częściej stosowanymi systemami zużycia, w których zastosowano ten sam rodzaj obróbki.Na koniec przedstawiono przekrojową mapę ścieżki zużycia przy użyciu algorytmu mapowania twardości, który ujawnia odkształcenie plastyczne występujące podczas kontaktu.Należy zauważyć, że testy trybologiczne na potrzeby tego badania przeprowadzono w celu lepszego zrozumienia właściwości trybologicznych tego nowego materiału, a nie w celu symulacji konkretnego zastosowania.Badanie to przyczynia się do lepszego zrozumienia właściwości tribologicznych nowej, wytwarzanej addytywnie, martenzytycznej stali nierdzewnej do zastosowań wymagających zużycia, które wymagają pracy w trudnych warunkach.
Próbki wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej (HCMSS) poddanej obróbce ELR pod marką Vibenite® 350 zostały opracowane i dostarczone przez VBN Components AB, Szwecja.Nominalny skład chemiczny próbki: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% wag.).W pierwszej kolejności z otrzymanych próbek prostokątnych (42 mm x 22 mm x 7 mm) wykonano suche próbki ślizgowe (40 mm x 20 mm x 5 mm) bez obróbki cieplnej metodą obróbki elektroerozyjnej (EDM).Następnie próbki sukcesywnie szlifowano papierem ściernym SiC o uziarnieniu od 240 do 2400 R do uzyskania chropowatości powierzchni (Ra) około 0,15 µm.Ponadto próbki wysokowęglowej martenzytycznej stali narzędziowej poddanej obróbce EBM (HCMTS) o nominalnym składzie chemicznym 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (% wag.) (znane w handlu jako Vibenite® 150) Również przygotowany w ten sam sposób.HCMTS zawiera 8% węglików objętościowo i służy wyłącznie do porównywania danych dotyczących szybkości zużycia HCMSS.
Charakterystykę mikrostrukturalną HCMSS przeprowadzono przy użyciu SEM (FEI Quanta 250, USA) wyposażonego w detektor rentgenowski z dyspersją energii (EDX) XMax80 firmy Oxford Instruments.Wykonano trzy losowe fotomikrografie zawierające 3500 µm2 w trybie elektronów rozproszonych wstecznie (BSE), a następnie przeanalizowano za pomocą analizy obrazu (ImageJ®)28 w celu określenia udziału powierzchniowego (tj. ułamka objętościowego), rozmiaru i kształtu.Ze względu na zaobserwowaną charakterystyczną morfologię, udział powierzchniowy przyjęto jako równy udziałowi objętościowemu.Dodatkowo współczynnik kształtu węglików oblicza się za pomocą równania współczynnika kształtu (Shfa):
Tutaj Ai to powierzchnia węglika (µm2), a Pi to obwód węglika (µm)29.W celu identyfikacji faz przeprowadzono proszkową dyfrakcję promieni rentgenowskich (XRD) przy użyciu dyfraktometru rentgenowskiego (Bruker D8 Discover z detektorem paskowym LynxEye 1D) z promieniowaniem Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Zeskanuj próbkę w zakresie 2θ od 35° do 130° z krokiem co 0,02° i czasem kroku wynoszącym 2 sekundy.Dane XRD analizowano za pomocą oprogramowania Diffract.EVA, które w 2021 r. zaktualizowało bazę krystalograficzną. Dodatkowo do określenia mikrotwardości wykorzystano twardościomierz Vickersa (Struers Durascan 80, Austria).Zgodnie z normą ASTM E384-17 30 wykonano 30 odcisków na przygotowanych metalograficznie próbkach w odstępach co 0,35 mm przez 10 s przy 5 kgf.Autorzy scharakteryzowali wcześniej cechy mikrostrukturalne HCMTS31.
Do przeprowadzenia testów zużycia na sucho w ruchu posuwisto-zwrotnym wykorzystano trybometr z płytką kulową (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA), którego konfigurację opisano szczegółowo w innym miejscu31.Parametry testu są następujące: zgodnie z normą 32 ASTM G133-05, obciążenie 3 N, częstotliwość 1 Hz, skok 3 mm, czas trwania 1 godzina.Jako przeciwwagi wykorzystano kulki tlenku glinu (Al2O3, klasa dokładności 28/ISO 3290) o średnicy 10 mm o makrotwardości około 1500 HV i chropowatości powierzchni (Ra) około 0,05 µm, dostarczone przez firmę Redhill Precision z Czech. .Wyważanie wybrano, aby zapobiec skutkom utleniania, które mogą wystąpić w wyniku wyważenia, oraz aby lepiej zrozumieć mechanizmy zużycia próbek w trudnych warunkach zużycia.Należy zauważyć, że parametry testu są takie same jak w Ref. 8, aby porównać dane dotyczące szybkości zużycia z istniejącymi badaniami.Dodatkowo przeprowadzono serię badań posuwisto-zwrotnych z obciążeniem 10 N w celu sprawdzenia działania tribologicznego przy wyższych obciążeniach, podczas gdy pozostałe parametry badania pozostały niezmienione.Początkowe naciski kontaktowe według Hertza wynoszą odpowiednio 7,7 MPa i 11,5 MPa przy 3 N i 10 N.Podczas testu zużycia rejestrowano siłę tarcia z częstotliwością 45 Hz i obliczano średni współczynnik tarcia (CoF).Dla każdego ładunku wykonano trzy pomiary w warunkach otoczenia.
Trajektorię zużycia zbadano za pomocą opisanego powyżej SEM, a analizę pola elektromagnetycznego przeprowadzono za pomocą oprogramowania do analizy powierzchni zużycia Aztec Acquisition.Zużytą powierzchnię sparowanej kostki badano za pomocą mikroskopu optycznego (Keyence VHX-5000, Japonia).Bezkontaktowy profiler laserowy (NanoFocus µScan, Niemcy) zeskanował ślad zużycia z pionową rozdzielczością ±0,1 µm wzdłuż osi z i 5 µm wzdłuż osi x i y.Mapę profilu powierzchni śladów zużycia utworzono w programie Matlab® przy użyciu współrzędnych x, y, z uzyskanych z pomiarów profilu.Do obliczenia utraty objętości zużycia na ścieżce zużycia wykorzystuje się kilka pionowych profili ścieżki zużycia wyodrębnionych z mapy profilu powierzchni.Ubytek objętości obliczono jako iloczyn średniego pola przekroju poprzecznego profilu drutu i długości śladu zużycia, a dodatkowe szczegóły tej metody zostały już wcześniej opisane przez autorów33.Stąd specyficzny stopień zużycia (k) oblicza się z następującego wzoru:
Tutaj V to utrata objętości na skutek zużycia (mm3), W to przyłożone obciążenie (N), L to droga poślizgu (mm), a k to specyficzny stopień zużycia (mm3/Nm)34.Dane dotyczące tarcia i mapy profilu powierzchni dla HCMTS są zawarte w materiałach uzupełniających (rysunek uzupełniający S1 i rysunek S2) w celu porównania szybkości zużycia HCMSS.
W tym badaniu wykorzystano przekrojową mapę twardości ścieżki zużycia, aby zademonstrować zachowanie odkształcenia plastycznego (tj. umocnienie przez zgniot pod wpływem nacisku kontaktowego) strefy zużycia.Wypolerowane próbki pocięto tarczą tnącą z tlenku glinu na maszynie do cięcia (Struers Accutom-5, Austria) i polerowano papierem ściernym SiC o gradacji od 240 do 4000 P wzdłuż grubości próbek.Pomiar mikrotwardości przy 0,5 kgf 10 s i odległości 0,1 mm zgodnie z ASTM E348-17.Wydruki umieszczono na prostokątnej siatce o wymiarach 1,26 × 0,3 mm2, około 60 µm pod powierzchnią (ryc. 1), a następnie wyrenderowano mapę twardości przy użyciu niestandardowego kodu Matlab® opisanego w innym miejscu35.Dodatkowo zbadano mikrostrukturę przekroju strefy zużycia metodą SEM.
Schemat znaku zużycia przedstawiający lokalizację przekroju (a) oraz mikrografia optyczna mapy twardości przedstawiająca znak zidentyfikowany w przekroju (b).
Mikrostruktura HCMSS poddanego obróbce ELP składa się z jednorodnej sieci węglików otoczonej osnową (ryc. 2a, b).Analiza EDX wykazała, że ​​szare i ciemne węgliki były odpowiednio węglikami bogatymi w chrom i wanad (Tabela 1).Obliczony na podstawie analizy obrazu udział objętościowy węglików szacuje się na ~22,5% (~18,2% węglików o wysokiej zawartości chromu i ~4,3% węglików o wysokiej zawartości wanadu).Średnie rozmiary ziaren z odchyleniami standardowymi wynoszą odpowiednio 0,64 ± 0,2 µm i 1,84 ± 0,4 µm dla węglików bogatych w V i Cr (ryc. 2c, d).Węgliki o wysokim V są zwykle bardziej okrągłe, a współczynnik kształtu (± SD) wynosi około 0,88 ± 0,03, ponieważ wartości współczynnika kształtu bliskie 1 odpowiadają węglikom okrągłym.Natomiast węgliki o wysokiej zawartości chromu nie są idealnie okrągłe, a ich współczynnik kształtu wynosi około 0,56 ± 0,01, co może wynikać z aglomeracji.Piki dyfrakcyjne martenzytu (α, bcc) i austenitu szczątkowego (γ ', fcc) wykryto na obrazie rentgenowskim HCMSS, jak pokazano na ryc. 2e.Ponadto obraz rentgenowski wykazuje obecność węglików wtórnych.Węgliki o wysokiej zawartości chromu zidentyfikowano jako węgliki typu M3C2 i M23C6.Zgodnie z danymi literaturowymi, piki dyfrakcyjne węglików VC zarejestrowano przy ≈43° i 63°, co sugeruje, że piki VC były maskowane przez piki M23C6 węglików bogatych w chrom (rys. 2e).
Mikrostruktura wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce EBL (a) przy małym powiększeniu i (b) przy dużym powiększeniu, ukazująca węgliki bogate w chrom i wanad oraz osnowę stali nierdzewnej (tryb wstecznego rozpraszania elektronów).Wykresy słupkowe przedstawiające rozkład wielkości ziaren węglików bogatych w chrom (c) i wanad (d).Na zdjęciu rentgenowskim w mikrostrukturze (d) widać martenzyt, austenit szczątkowy i węgliki.
Średnia mikrotwardość wynosi 625,7 + 7,5 HV5, co oznacza stosunkowo wysoką twardość w porównaniu do konwencjonalnie przetwarzanej martenzytycznej stali nierdzewnej (450 HV)1 bez obróbki cieplnej.Podano, że twardość nanoindentacyjna węglików o wysokiej zawartości V i węglików o wysokiej zawartości Cr wynosi odpowiednio od 12 do 32,5 GPa39 i 13–22 GPa40.Zatem wysoka twardość HCMSS poddanego obróbce ELP wynika z wysokiej zawartości węgla, która sprzyja tworzeniu się sieci węglikowej.Zatem HSMSS poddany obróbce ELP wykazuje dobre właściwości mikrostrukturalne i twardość bez dodatkowej obróbki cieplnej.
Krzywe średniego współczynnika tarcia (CoF) dla próbek przy 3 N i 10 N przedstawiono na rysunku 3, zakres minimalnych i maksymalnych wartości tarcia zaznaczono półprzezroczystym cieniowaniem.Każda krzywa przedstawia fazę docierania i fazę stanu ustalonego.Faza docierania kończy się na 1,2 m przy CoF (±SD) 0,41 ± 0,24,3 N i na 3,7 m przy CoF 0,71 ± 0,16,10 N, przed wejściem w stan ustalony fazy po ustaniu tarcia.nie zmienia się szybko.Ze względu na małą powierzchnię styku i szorstkie początkowe odkształcenie plastyczne, siła tarcia gwałtownie wzrosła w fazie docierania przy 3 N i 10 N, gdzie przy 10 N wystąpiła większa siła tarcia i dłuższa droga poślizgu, co może być spowodowane na fakt, że w porównaniu z 3 N uszkodzenia powierzchni są większe.Dla 3 N i 10 N wartości CoF w fazie stacjonarnej wynoszą odpowiednio 0,78 ± 0,05 i 0,67 ± 0,01.CoF jest praktycznie stabilny przy 10 N i stopniowo wzrasta przy 3 N. W ograniczonej literaturze współczynnik CoF stali nierdzewnej poddanej obróbce L-PBF w porównaniu z ceramicznymi korpusami reakcyjnymi przy niskich przyłożonych obciążeniach mieści się w zakresie od 0,5 do 0,728, 20, 42, co mieści się w dobra zgodność ze zmierzonymi wartościami CoF w tym badaniu.Spadek CoF wraz ze wzrostem obciążenia w stanie ustalonym (około 14,1%) można przypisać degradacji powierzchni występującej na styku powierzchni zużytej z odpowiednikiem, co zostanie omówione szerzej w kolejnym podrozdziale poprzez analizę powierzchni zużyte próbki.
Współczynniki tarcia próbek VSMSS traktowanych ELP na torach ślizgowych przy 3 N i 10 N, dla każdej krzywej zaznaczona jest faza stacjonarna.
Specyficzne szybkości zużycia HKMS (625,7 HV) szacuje się na 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm i 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm odpowiednio przy 3 N i 10 N (rys. 4).Zatem szybkość zużycia wzrasta wraz ze wzrostem obciążenia, co jest zgodne z istniejącymi badaniami dotyczącymi austenitu poddanego obróbce L-PBF i PH SS17,43.W tych samych warunkach tribologicznych szybkość zużycia przy 3 N wynosi około jedną piątą szybkości zużycia austenitycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), jak w poprzednim przypadku .8. Ponadto szybkość zużycia HCMSS przy 3 N była znacznie niższa niż austenitycznych stali nierdzewnych obrabianych konwencjonalnie, a zwłaszcza większa niż prasowanych wysokoizotropowo (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) i odlew (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) austenityczna stal nierdzewna obrobiona maszynowo, 8, odpowiednio.W porównaniu z badaniami literaturowymi, lepszą odporność na zużycie HCMSS przypisuje się wysokiej zawartości węgla i utworzonej siatce węglików, co skutkuje wyższą twardością w porównaniu z austenityczną stalą nierdzewną obrobioną addytywnie.W celu dalszego zbadania szybkości zużycia próbek HCMSS, dla porównania przetestowano podobnie obrobioną wysokowęglową martenzytyczną stal narzędziową (HCMTS) (o twardości 790 HV) w podobnych warunkach (3 N i 10 N);Materiałem dodatkowym jest mapa profilu powierzchni HCMTS (rysunek uzupełniający S2).Szybkość zużycia HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) jest prawie taka sama jak HCMTS przy 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), co świadczy o doskonałej odporności na zużycie .Cechy te przypisuje się głównie cechom mikrostrukturalnym HCMSS (tj. dużej zawartości węglików, wielkości, kształtowi i rozmieszczeniu cząstek węglika w osnowie, jak opisano w rozdziale 3.1).Jak już wcześniej informowaliśmy31,44, zawartość węglików wpływa na szerokość i głębokość śladu zużycia oraz na mechanizm zużycia mikrościernego.Jednakże zawartość węglika jest niewystarczająca, aby chronić matrycę przy 10 N, co powoduje zwiększone zużycie.W poniższej sekcji wykorzystano morfologię i topografię powierzchni zużycia w celu wyjaśnienia podstawowych mechanizmów zużycia i deformacji, które wpływają na szybkość zużycia HCMSS.Przy 10 N stopień zużycia VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) jest wyższy niż VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Wręcz przeciwnie, te prędkości zużycia są nadal dość wysokie: w podobnych warunkach testowych szybkość zużycia powłok na bazie chromu i stellitu jest niższa niż HCMSS45,46.Ostatecznie, ze względu na dużą twardość tlenku glinu (1500 HV), stopień zużycia współpracującego był znikomy i stwierdzono oznaki przenoszenia materiału z próbki na kulki aluminiowe.
Specyficzne zużycie podczas obróbki ELR wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej (HMCSS), obróbki ELR wysokowęglowej martenzytycznej stali narzędziowej (HCMTS) i L-PBF, odlewania i obróbki metodą prasowania wysokoizotropowego (HIP) austenitycznej stali nierdzewnej (316LSS) w różnych zastosowaniach prędkości są ładowane.Wykres rozrzutu pokazuje odchylenie standardowe pomiarów.Dane dla austenitycznych stali nierdzewnych pochodzą z 8.
Podczas gdy napawania takie jak chrom i stellit mogą zapewnić lepszą odporność na zużycie niż systemy stopów obrabianych addytywnie, obróbka addytywna może (1) poprawić mikrostrukturę, zwłaszcza w przypadku materiałów o szerokim zakresie gęstości.operacje na części końcowej;oraz (3) tworzenie nowych topologii powierzchni, takich jak zintegrowane łożyska dynamiczne.Ponadto AM oferuje elastyczność projektowania geometrycznego.Badanie to jest szczególnie nowatorskie i ważne, ponieważ ma kluczowe znaczenie dla wyjaśnienia charakterystyki zużycia tych nowo opracowanych stopów metali za pomocą EBM, dla których aktualna literatura jest bardzo ograniczona.
Morfologię zużytej powierzchni oraz morfologię zużytych próbek przy 3 N pokazano na rys. 2.5, gdzie głównym mechanizmem zużycia jest ścieranie, po którym następuje utlenianie.Najpierw podłoże stalowe poddaje się odkształcaniu plastycznemu, a następnie usuwa się, tworząc rowki o głębokości od 1 do 3 µm, jak pokazano na profilu powierzchni (rys. 5a).Ze względu na ciepło tarcia generowane przez ciągłe ślizganie, usunięty materiał pozostaje na styku układu trybologicznego, tworząc warstwę tribologiczną składającą się z małych wysp o wysokiej zawartości tlenku żelaza otaczających węgliki chromu i wanadu o wysokiej zawartości (rysunek 5b i tabela 2).), co odnotowano również w przypadku austenitycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce L-PBF15,17.Na ryc.5c pokazuje intensywne utlenianie zachodzące w środku blizny po zużyciu.Tym samym powstawanie warstwy ciernej ułatwia zniszczenie warstwy ciernej (tj. warstwy tlenkowej) (rys. 5f) lub usunięcie materiału następuje w słabych obszarach mikrostruktury, przyspieszając w ten sposób usuwanie materiału.W obu przypadkach zniszczenie warstwy ciernej prowadzi do powstania produktów zużycia na styku, co może być przyczyną tendencji do wzrostu CoF w stanie ustalonym 3N (rys. 3).Dodatkowo na ścieżce zużycia występują oznaki zużycia trójelementowego spowodowane tlenkami i luźnymi cząsteczkami zużycia, co ostatecznie prowadzi do powstania mikrorys na podłożu (rys. 5b, e)9,12,47.
Profil powierzchni (a) i fotomikrografie (b – f) morfologii powierzchni zużycia wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce ELP przy 3 N, przekrój poprzeczny śladu zużycia w trybie BSE (d) i mikroskopia optyczna zużycia powierzchnia przy 3 N (g) kulkach tlenku glinu.
Na podłożu stalowym utworzyły się pasma ślizgowe, wskazujące na odkształcenia plastyczne na skutek zużycia (rys. 5e).Podobne wyniki uzyskano także w badaniu zachowania się stali austenitycznej SS47 poddanej obróbce przy użyciu L-PBF.Reorientacja węglików bogatych w wanad wskazuje również na odkształcenie plastyczne osnowy stali podczas poślizgu (rys. 5e).Mikrofotografie przekroju poprzecznego śladu zużycia wykazują obecność małych okrągłych wgłębień otoczonych mikropęknięciami (ryc. 5d), co może wynikać z nadmiernych odkształceń plastycznych w pobliżu powierzchni.Przenoszenie materiału na kulki tlenku glinu było ograniczone, podczas gdy kulki pozostały nienaruszone (ryc. 5g).
Szerokość i głębokość zużycia próbek wzrastała wraz ze wzrostem obciążenia (przy 10 N), co widać na mapie topografii powierzchni (rys. 6a).Dominującymi mechanizmami zużycia są w dalszym ciągu ścieranie i utlenianie, a wzrost liczby mikrozarysowań na bieżni zużycia wskazuje, że zużycie trójelementowe występuje także przy 10 N (rys. 6b).Analiza EDX wykazała powstawanie wysp tlenków bogatych w żelazo.Piki Al w widmach potwierdziły, że przeniesienie substancji od kontrahenta do próbki nastąpiło przy 10 N (rys. 6c i tab. 3), natomiast nie zaobserwowano go przy 3 N (tab. 2).Zużycie trzech ciał jest spowodowane cząstkami zużycia z wysp tlenkowych i analogów, gdzie szczegółowa analiza EDX ujawniła przeniesienie materiału z analogów (rysunek uzupełniający S3 i tabela S1).Rozwój wysp tlenkowych wiąże się z głębokimi wgłębieniami, co obserwuje się również w 3N (ryc. 5).Pękanie i fragmentacja węglików występuje głównie w węglikach bogatych w 10 N Cr (rys. 6e, f).Ponadto węgliki o wysokiej wartości V łuszczą się i zużywają otaczającą osnowę, co z kolei powoduje zużycie trójczęściowe.W przekroju bieżni pojawił się również wgłębienie podobne pod względem wielkości i kształtu do węglika o wysokim V (zaznaczone czerwonym kółkiem) (ryc. 6d) (patrz analiza wielkości i kształtu węglika. 3.1), co wskazuje, że wysokie V węglik V może odrywać się od osnowy przy 10 N. Okrągły kształt węglików o wysokim V przyczynia się do efektu rozciągania, podczas gdy aglomerowane węgliki o wysokiej zawartości Cr są podatne na pękanie (rys. 6e, f).To zachowanie awaryjne wskazuje, że osnowa przekroczyła swoją zdolność do wytrzymywania odkształcenia plastycznego i że mikrostruktura nie zapewnia wystarczającej udarności przy 10 N. Pionowe pękanie pod powierzchnią (rys. 6d) wskazuje na intensywność odkształcenia plastycznego występującego podczas ślizgania.Wraz ze wzrostem obciążenia następuje przenoszenie materiału ze zużytej gąsienicy na kulkę z tlenku glinu (rys. 6g), która może osiągnąć stan ustalony przy 10 N. Główną przyczyną spadku wartości CoF (rys. 3).
Profil powierzchni (a) i fotomikrografie (b – f) topografii zużytej powierzchni (b – f) wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej działaniu EBA przy 10 N, przekrój poprzeczny toru zużycia w trybie BSE (d) i powierzchnia mikroskopu optycznego kuli tlenku glinu przy 10 N (g).
Podczas zużycia ślizgowego powierzchnia poddawana jest indukowanym przez przeciwciała naprężeniom ściskającym i ścinającym, co powoduje znaczne odkształcenie plastyczne pod zużytą powierzchnią34,48,49.Dlatego też utwardzanie przez zgniot może nastąpić pod powierzchnią w wyniku odkształcenia plastycznego, wpływając na mechanizmy zużycia i odkształcenia, które determinują zachowanie materiału podczas zużycia.Dlatego w tym badaniu przeprowadzono mapowanie twardości przekroju poprzecznego (jak szczegółowo opisano w rozdziale 2.4) w celu określenia rozwoju strefy odkształcenia plastycznego (PDZ) poniżej ścieżki zużycia w funkcji obciążenia.Ponieważ jak wspomniano w poprzednich rozdziałach, poniżej śladu zużycia zaobserwowano wyraźne oznaki odkształceń plastycznych (rys. 5d, 6d), zwłaszcza przy 10 N.
Na ryc.Rysunek 7 przedstawia przekrojowe wykresy twardości śladów zużycia HCMSS poddanego obróbce ELP przy 3 N i 10 N. Warto zauważyć, że te wartości twardości posłużyły jako wskaźnik do oceny efektu umocnienia przez zgniot.Zmiana twardości poniżej znaku zużycia wynosi od 667 do 672 HV przy 3 N (rys. 7a), co wskazuje, że umocnienie przez zgniot jest pomijalne.Prawdopodobnie ze względu na małą rozdzielczość mapy mikrotwardości (tj. odległości między znakami) zastosowana metoda pomiaru twardości nie była w stanie wykryć zmian twardości.Natomiast strefy PDZ o wartościach twardości od 677 do 686 HV o maksymalnej głębokości 118 µm i długości 488 µm zaobserwowano przy 10 N (rys. 7b), co koreluje z szerokością śladu zużycia ( Ryc. 6a)).Podobne dane dotyczące zmian wielkości PDZ pod wpływem obciążenia znaleziono w badaniu zużycia SS47 poddanego działaniu L-PBF.Wyniki pokazują, że obecność austenitu szczątkowego wpływa na ciągliwość stali wytwarzanych addytywnie 3, 12, 50, a austenit szczątkowy podczas odkształcenia plastycznego przekształca się w martenzyt (plastyczny efekt przemiany fazowej), co zwiększa umocnienie stali przez zgniot.stal 51. Ponieważ próbka VCMSS zawierała austenit szczątkowy zgodnie z omówionym wcześniej wzorem dyfrakcji promieni rentgenowskich (rys. 2e), zasugerowano, że austenit szczątkowy w mikrostrukturze może podczas kontaktu przekształcić się w martenzyt, zwiększając w ten sposób twardość PDZ ( Ryc. 7b).Ponadto powstawanie poślizgu występujące na bieżni zużycia (rys. 5e, 6f) wskazuje również na odkształcenie plastyczne spowodowane poślizgiem dyslokacyjnym pod wpływem naprężenia ścinającego na styku ślizgowym.Jednakże naprężenie ścinające indukowane przy 3 N było niewystarczające, aby wytworzyć dużą gęstość dyslokacji lub przemianę austenitu szczątkowego w martenzyt obserwowaną zastosowaną metodą, dlatego umocnienie przez zgniot zaobserwowano dopiero przy 10 N (rys. 7b).
Przekrojowe wykresy twardości śladów zużycia wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce elektroerozyjnej przy 3 N (a) i 10 N (b).
Badanie to pokazuje zachowanie się przy zużyciu i charakterystykę mikrostrukturalną nowej wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce ELR.Przeprowadzono badania zużycia suchego w poślizgu pod różnymi obciążeniami, a zużyte próbki zbadano za pomocą mikroskopii elektronowej, profilometru laserowego oraz map twardości przekrojów śladów zużycia.
Analiza mikrostrukturalna wykazała równomierny rozkład węglików o dużej zawartości chromu (~18,2% węglików) i wanadu (~4,3% węglików) w osnowie martenzytu i austenitu szczątkowego o stosunkowo dużej mikrotwardości.Dominującymi mechanizmami zużycia są zużycie i utlenianie przy małych obciążeniach, podczas gdy zużycie trójciałowe spowodowane rozciągniętymi węglikami o wysokim V i tlenkami luźnych ziaren również przyczynia się do zużycia przy rosnących obciążeniach.Szybkość zużycia jest lepsza niż w przypadku L-PBF i konwencjonalnych austenitycznych stali nierdzewnych obrabianych maszynowo, a nawet podobna do stali narzędziowych obrabianych maszynowo EBM przy niskich obciążeniach.Wartość CoF maleje wraz ze wzrostem obciążenia w wyniku przeniesienia materiału na przeciwległe ciało.Stosując metodę mapowania twardości przekroju poprzecznego, poniżej znaku zużycia pokazana jest strefa odkształcenia plastycznego.Możliwe rozdrobnienie ziarna i przejścia fazowe w osnowie można dalej badać za pomocą dyfrakcji elektronów wstecznego rozproszenia, aby lepiej zrozumieć skutki utwardzania przez zgniot.Niska rozdzielczość mapy mikrotwardości nie pozwala na wizualizację twardości strefy zużycia przy małych obciążeniach, zatem nanoindentacja może zapewnić wyższą rozdzielczość zmian twardości przy użyciu tej samej metody.
W pracy przedstawiono po raz pierwszy wszechstronną analizę odporności na zużycie i właściwości ciernych nowej wysokowęglowej martenzytycznej stali nierdzewnej poddanej obróbce ELR.Biorąc pod uwagę swobodę projektowania geometrycznego AM i możliwość ograniczenia etapów obróbki za pomocą AM, badania te mogą utorować drogę do produkcji tego nowego materiału i jego zastosowania w urządzeniach związanych ze zużyciem, od wałów po formy wtryskowe tworzyw sztucznych ze skomplikowanym kanałem chłodzącym.
Bhat, BN Materiały i zastosowania lotnicze, tom.255 (Amerykańskie Towarzystwo Aeronautyki i Astronautyki, 2018).
Bajaj, P. i in.Stal w wytwarzaniu przyrostowym: przegląd jej mikrostruktury i właściwości.Alma Mater.nauka.projekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. i Passeggio, F. Uszkodzenie powierzchni ścieralnej elementów lotniczych ze stali nierdzewnej EN 3358 podczas ślizgania.Braterstwo.wyd.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. i in.Wytwarzanie przyrostowe elementów metalowych - proces, struktura i wydajność.programowanie.Alma Mater.nauka.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. i Emmelmann S. Produkcja dodatków do metali.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
Międzynarodowy ASTM.Standardowa terminologia dotycząca technologii wytwarzania przyrostowego.Szybka produkcja.Adiunkt.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. i in.Właściwości mechaniczne i tribologiczne stali nierdzewnej 316L – porównanie selektywnego topienia laserowego, prasowania na gorąco i odlewania konwencjonalnego.Dodać do.producent.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. i Pham, MS Wkład mikrostruktury w wytwarzane addytywnie mechanizmy zużycia ślizgowego na sucho i anizotropię ze stali nierdzewnej 316L.Alma Mater.grudzień196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. i Tatlock GJ Reakcja mechaniczna i mechanizmy odkształcania konstrukcji stalowych hartowanych dyspersją tlenku żelaza uzyskaną w wyniku selektywnego stapiania laserowego.czasopismo.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI i Akhtar, F. Wytrzymałość mechaniczna wyższego rzędu po obróbce cieplnej SLM 2507 w temperaturze pokojowej i podwyższonej, wspomagana przez wytrącanie twardej/ciągliwej sigma.Metal (Bazylea).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. i Li, S. Mikrostruktura, reakcja po podgrzaniu i właściwości tribologiczne drukowanej w 3D stali nierdzewnej 17-4 PH.Noszenie 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. i Zhang, L. Zachowanie przy zagęszczaniu, ewolucja mikrostruktury i właściwości mechaniczne kompozytów ze stali nierdzewnej TiC / AISI420 wytwarzanych przez selektywne stapianie laserowe.Alma Mater.grudzień187, 1–13 (2020).
Zhao X. i in.Wytwarzanie i charakteryzacja stali nierdzewnej AISI 420 przy użyciu selektywnego topienia laserowego.Alma Mater.producent.proces.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. i Alrbey K. Charakterystyka zużycia ślizgowego i zachowanie korozyjne selektywnego topienia laserowego stali nierdzewnej 316L.J. Alma Mater.projekt.wykonać.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. i in.Tarcie i zużycie stali nierdzewnej pokrytej proszkiem przy smarowaniu olejowym [J].Tribiol.wew. 104, 183–190 (2016).