Дякуємо, що відвідали Nature.com.Ви використовуєте версію браузера з обмеженою підтримкою CSS.Для найкращої роботи радимо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer).Крім того, щоб забезпечити постійну підтримку, ми показуємо сайт без стилів і JavaScript.
Повзунки, що показують три статті на слайді.Використовуйте кнопки «Назад» і «Далі» для переходу між слайдами або кнопки керування слайдами в кінці для переходу між слайдами.

Пластина середньої товщини з нержавіючої сталі ASTM A240 304 316 може бути розрізана та налаштована заводська ціна Китаю

Клас матеріалу: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Тип: ферритний, аустенітний, мартенситний, дуплексний
Технологія: холоднокатана та гарячекатана
Сертифікати: ISO9001, CE, SGS щороку
Сервіс: Тестування третьою стороною
Доставка: протягом 10-15 днів або враховуючи кількість

Нержавіюча сталь – це сплав заліза, який має мінімальний вміст хрому 10,5 відсотка.Вміст хрому створює тонку плівку оксиду хрому на поверхні сталі, яка називається пасивуючим шаром.Цей шар запобігає виникненню корозії на поверхні сталі;чим більша кількість хрому в сталі, тим більша стійкість до корозії.

Сталь також містить різні кількості інших елементів, таких як вуглець, кремній і марганець.Інші елементи можуть бути додані для підвищення корозійної стійкості (нікель) і формування (молібден).

Поведінка високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі (HCMSS), що складається приблизно з 22,5 об.% карбідів з високим вмістом хрому (Cr) і ванадію (V), фіксували методом електронно-променевого плавлення (ЕПМ).Мікроструктура складається з фаз мартенситу та залишкового аустеніту, субмікронний V та мікронний карбіди Cr рівномірно розподілені, а твердість є відносно високою.CoF зменшується приблизно на 14,1% зі збільшенням навантаження в стаціонарному стані через перенесення матеріалу від зношеної доріжки до протилежного тіла.Порівняно з мартенситними інструментальними сталями, обробленими таким же чином, швидкість зношування HCMSS майже однакова при низьких навантаженнях.Домінуючим механізмом зносу є видалення сталевої матриці шляхом стирання з подальшим окисленням доріжки зносу, тоді як трикомпонентний абразивний знос відбувається зі збільшенням навантаження.Ділянки пластичної деформації під рубцем зносу, визначені за допомогою картування твердості поперечного перерізу.Специфічні явища, які виникають із збільшенням умов зношування, описуються як розтріскування карбіду, розрив карбіду ванадію та розтріскування штампу.Це дослідження проливає світло на характеристики зношування при виробництві добавок HCMSS, що може прокласти шлях до виробництва компонентів EBM для зношуваних застосувань, починаючи від валів і закінчуючи пластиковими прес-формами.
Нержавіюча сталь (SS) — це універсальне сімейство сталей, які широко використовуються в аерокосмічній, автомобільній, харчовій промисловості та багатьох інших сферах застосування завдяки своїй високій стійкості до корозії та відповідним механічним властивостям1,2,3.Їх висока корозійна стійкість зумовлена ​​високим вмістом хрому (понад 11,5 мас. %) в УВ, що сприяє утворенню на поверхні оксидної плівки з високим вмістом хрому1.Однак більшість марок нержавіючої сталі мають низький вміст вуглецю, а тому мають обмежену твердість і зносостійкість, що призводить до скорочення терміну служби пов’язаних із зносом пристроїв, таких як аерокосмічні компоненти посадки4.Зазвичай вони мають низьку твердість (в діапазоні від 180 до 450 HV), лише деякі термооброблені мартенситні нержавіючі сталі мають високу твердість (до 700 HV) і високий вміст вуглецю (до 1,2 мас.%), що може сприяти утворення мартенситу.1. Коротше кажучи, високий вміст вуглецю знижує температуру мартенситного перетворення, дозволяючи утворювати повністю мартенситну мікроструктуру та набувати зносостійку мікроструктуру при високих швидкостях охолодження.Тверді фази (наприклад, карбіди) можуть бути додані до сталевої матриці для подальшого підвищення зносостійкості матриці.
Впровадження адитивного виробництва (AM) може виробляти нові матеріали з бажаним складом, мікроструктурними особливостями та чудовими механічними властивостями5,6.Наприклад, плавлення шару порошку (PBF), один із найбільш комерціалізованих процесів адитивного зварювання, передбачає осадження попередньо легованих порошків для формування деталей щільної форми шляхом плавлення порошків за допомогою джерел тепла, таких як лазери або електронні промені7.Декілька досліджень показали, що деталі з нержавіючої сталі, оброблені адитивно, можуть перевершувати традиційні деталі.Наприклад, було показано, що аустенітні нержавіючі сталі, піддані адитивній обробці, мають чудові механічні властивості завдяки своїй більш тонкій мікроструктурі (тобто співвідношення Холла-Петча)3,8,9.Термічна обробка феритної нержавіючої сталі, обробленої AM, створює додаткові виділення, які забезпечують механічні властивості, подібні до своїх звичайних аналогів3,10.Прийнята двофазна нержавіюча сталь з високою міцністю та твердістю, оброблена адитивною обробкою, де покращені механічні властивості завдяки багатим хромом інтерметалічним фазам у мікроструктурі11.Крім того, покращені механічні властивості адитивно зміцненої мартенситної та PH нержавіючої сталі можна отримати шляхом контролю залишкового аустеніту в мікроструктурі та оптимізації параметрів обробки та термічної обробки 3,12,13,14.
На сьогоднішній день трибологічним властивостям аустенітної нержавіючої сталі AM приділено більше уваги, ніж іншим нержавіючим сталям.Трибологічну поведінку лазерного плавлення в шарі порошку (L-PBF), обробленого 316L, вивчали як функцію параметрів обробки AM.Було показано, що мінімізація пористості шляхом зменшення швидкості сканування або збільшення потужності лазера може покращити зносостійкість15,16.Li et al.17 протестували знос сухого ковзання за різних параметрів (навантаження, частота та температура) і показали, що знос при кімнатній температурі є основним механізмом зносу, тоді як збільшення швидкості ковзання та температури сприяє окисленню.Окисний шар, що утворюється, забезпечує роботу підшипника, тертя з підвищенням температури зменшується, а швидкість зношування збільшується при більш високих температурах.В інших дослідженнях додавання частинок TiC18, TiB219 і SiC20 до матриці 316L, обробленої L-PBF, покращувало зносостійкість шляхом формування щільного шару тертя, що зміцнювався при роботі, із збільшенням об’ємної частки твердих частинок.Захисний оксидний шар також спостерігався в сталі PH, обробленій L-PBF12, і дуплексній сталі SS11, що вказує на те, що обмеження залишкового аустеніту шляхом термічної обробки12 може покращити зносостійкість.Як підсумовано тут, література в основному зосереджена на трибологічних характеристиках серії 316L SS, тоді як є мало даних щодо трибологічних характеристик серії мартенситних адитивних нержавіючих сталей із набагато вищим вмістом вуглецю.
Електронно-променеве плавлення (EBM) — це техніка, подібна до L-PBF, яка здатна утворювати мікроструктури з тугоплавкими карбідами, такими як карбіди ванадію та хрому з високим вмістом карбідів, завдяки своїй здатності досягати вищих температур і швидкості сканування 21, 22. Існуюча література про обробку EBM нержавіючої сталі сталь в основному зосереджена на визначенні оптимальних параметрів обробки ELM для отримання мікроструктури без тріщин і пор і покращення механічних властивостей23, 24, 25, 26, під час роботи над трибологічними властивостями нержавіючої сталі, обробленої EBM.Поки що механізм зношування високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої ELR, вивчався в обмежених умовах, і повідомлялося про сильну пластичну деформацію в абразивних умовах (випробування наждачним папером), сухих умовах і в умовах грязьової ерозії27.
У цьому дослідженні досліджувалися зносостійкість і фрикційні властивості високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої ELR в умовах сухого ковзання, описаних нижче.Спочатку мікроструктурні особливості були охарактеризовані за допомогою скануючої електронної мікроскопії (SEM), енергодисперсійної рентгенівської спектроскопії (EDX), рентгенівської дифракції та аналізу зображень.Потім дані, отримані за допомогою цих методів, використовуються як основа для спостережень трибологічної поведінки за допомогою сухих зворотно-поступальних випробувань під різними навантаженнями, і, нарешті, морфологія зношеної поверхні досліджується за допомогою SEM-EDX і лазерних профілометрів.Швидкість зношування була визначена кількісно та порівняна з аналогічно обробленими мартенситними інструментальними сталями.Це було зроблено для того, щоб створити основу для порівняння цієї системи SS з більш часто використовуваними системами зносу з таким же типом обробки.Нарешті, показана карта поперечного перерізу шляху зношування з використанням алгоритму відображення твердості, який показує пластичну деформацію, що виникає під час контакту.Слід зазначити, що трибологічні випробування для цього дослідження були проведені для кращого розуміння трибологічних властивостей цього нового матеріалу, а не для моделювання конкретного застосування.Це дослідження сприяє кращому розумінню трибологічних властивостей нової мартенситної нержавіючої сталі, виготовленої за допомогою добавок, для зношування, що потребує експлуатації в суворих умовах.
Зразки високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі (HCMSS), обробленої ELR під торговою маркою Vibenite® 350, були розроблені та поставлені компанією VBN Components AB, Швеція.Номінальний хімічний склад зразка: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (мас.%).Спочатку з отриманих прямокутних зразків (42 мм × 22 мм × 7 мм) були виготовлені сухі зразки ковзання (40 мм × 20 мм × 5 мм) без будь-якої посттермічної обробки з використанням електроерозійної обробки (EDM).Потім зразки послідовно шліфували SiC наждачним папером із розміром зерна від 240 до 2400 R для отримання шорсткості поверхні (Ra) приблизно 0,15 мкм.Крім того, зразки обробленої EBM високовуглецевої мартенситної інструментальної сталі (HCMTS) з номінальним хімічним складом 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (мас. %) (комерційно відомої як Vibenite® 150) Також готується таким же чином.HCMTS містить 8% карбідів за об’ємом і використовується лише для порівняння даних про швидкість зносу HCMSS.
Мікроструктурну характеристику HCMSS проводили за допомогою SEM (FEI Quanta 250, США), оснащеного енергодисперсним рентгенівським (EDX) XMax80 детектором Oxford Instruments.Три випадкові мікрофотографії, що містять 3500 мкм2, були зроблені в режимі зворотного розсіювання електронів (BSE), а потім проаналізовані за допомогою аналізу зображень (ImageJ®)28 для визначення частки площі (тобто об’ємної частки), розміру та форми.Зважаючи на спостережувану характерну морфологію, частка площі була прийнята рівною частці об’єму.Крім того, коефіцієнт форми карбідів розраховується за допомогою рівняння коефіцієнта форми (Shfa):
Тут Ai - площа карбіду (мкм2), а Pi - периметр карбіду (мкм)29.Для ідентифікації фаз проводили порошкову рентгенівську дифракцію (XRD) з використанням рентгенівського дифрактометра (Bruker D8 Discover зі стрічковим детектором LynxEye 1D) з випромінюванням Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Скануйте зразок у діапазоні 2θ від 35° до 130° з розміром кроку 0,02° та часом кроку 2 секунди.Дані XRD аналізували за допомогою програмного забезпечення Diffract.EVA, яке оновило кристалографічну базу даних у 2021 році. Крім того, для визначення мікротвердості використовувався твердомір за Віккерсом (Struers Durascan 80, Австрія).Відповідно до стандарту ASTM E384-17 30 було зроблено 30 відбитків на металографічно підготовлених зразках з кроком 0,35 мм протягом 10 с при 5 кгс.Автори раніше охарактеризували мікроструктурні особливості HCMTS31.
Трибометр з кульковою пластиною (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, США) використовувався для проведення сухих випробувань на зворотно-поступальний знос, конфігурація якого детально описана в іншому місці31.Параметри випробувань наступні: відповідно до стандарту 32 ASTM G133-05, навантаження 3 Н, частота 1 Гц, хід 3 мм, тривалість 1 година.Як противаги використовувалися кульки з оксиду алюмінію (Al2O3, клас точності 28/ISO 3290) діаметром 10 мм з макротвердістю близько 1500 HV і шорсткістю поверхні (Ra) близько 0,05 мкм, надані компанією Redhill Precision, Чеська Республіка. .Балансування було вибрано, щоб запобігти наслідкам окислення, яке може виникнути через балансування, і щоб краще зрозуміти механізми зношування зразків у важких умовах зношування.Слід зазначити, що параметри випробувань такі ж, як і в Ref.8, щоб порівняти дані про швидкість зносу з існуючими дослідженнями.Крім того, була проведена серія зворотно-поступальних випробувань із навантаженням 10 Н, щоб перевірити трибологічні характеристики при більших навантаженнях, тоді як інші параметри випробувань залишалися незмінними.Початковий контактний тиск за Герцом становить 7,7 МПа та 11,5 МПа при 3 Н та 10 Н відповідно.Під час випробування на знос реєстрували силу тертя на частоті 45 Гц і розраховували середній коефіцієнт тертя (CoF).Для кожного навантаження було проведено три вимірювання в умовах навколишнього середовища.
Траєкторію зношування перевіряли за допомогою SEM, описаного вище, а аналіз ЕРС проводили за допомогою програмного забезпечення для аналізу поверхні зношування Aztec Acquisition.Зношену поверхню парного кубика досліджували за допомогою оптичного мікроскопа (Keyence VHX-5000, Японія).Безконтактний лазерний профайлер (NanoFocus µScan, Німеччина) сканував сліди зносу з вертикальною роздільною здатністю ±0,1 мкм по осі z і 5 мкм по осях x і y.Карту профілю поверхні рубця зносу було створено в Matlab® з використанням координат x, y, z, отриманих із вимірювань профілю.Кілька вертикальних профілів шляху зносу, отриманих із карти профілю поверхні, використовуються для розрахунку втрати обсягу зносу на шляху зносу.Втрата об’єму була розрахована як добуток середньої площі поперечного перерізу профілю дроту та довжини доріжки зносу, а додаткові деталі цього методу були описані авторами раніше33.Звідси питома швидкість зносу (k) отримується за такою формулою:
Тут V — втрата об’єму через знос (мм3), W — прикладене навантаження (Н), L — відстань ковзання (мм), а k — питома швидкість зносу (мм3/Нм)34.Дані про тертя та карти профілю поверхні для HCMTS включені в додатковий матеріал (додатковий малюнок S1 та малюнок S2) для порівняння показників зносу HCMSS.
У цьому дослідженні була використана карта твердості поперечного перерізу шляху зношування, щоб продемонструвати поведінку пластичної деформації (тобто зміцнення за рахунок контактного тиску) зони зношування.Поліровані зразки вирізали різальним кругом з оксиду алюмінію на відрізальному верстаті (Struers Accutom-5, Австрія) та полірували SiC наждачним папером марок від 240 до 4000 P по товщині зразків.Вимірювання мікротвердості при 0,5 кгс 10 с і відстані 0,1 мм відповідно до ASTM E348-17.Відбитки були розміщені на прямокутній сітці розміром 1,26 × 0,3 мм2 приблизно на 60 мкм нижче поверхні (рис. 1), а потім була відтворена карта твердості за допомогою спеціального коду Matlab®, описаного в іншому місці35.Крім того, мікроструктуру поперечного перерізу зони зносу досліджували за допомогою СЕМ.
Схема сліду зносу, що показує розташування поперечного перерізу (a), і оптична мікрофотографія карти твердості, що показує позначку, ідентифіковану в поперечному перерізі (b).
Мікроструктура HCMSS, обробленого ELP, складається з однорідної карбідної сітки, оточеної матрицею (рис. 2а, б).Аналіз EDX показав, що сірий і темний карбіди були карбідами, багатими хромом і ванадієм відповідно (табл. 1).Обчислено за допомогою аналізу зображень, об’ємна частка карбідів становить ~22,5% (~18,2% карбідів з високим вмістом хрому та ~4,3% карбідів з високим вмістом ванадію).Середні розміри зерна зі стандартними відхиленнями становлять 0,64 ± 0,2 мкм і 1,84 ± 0,4 мкм для карбідів, багатих на V і Cr, відповідно (рис. 2в, г).Карбіди з високим V мають тенденцію бути круглішими з коефіцієнтом форми (±SD) приблизно 0,88±0,03, оскільки значення фактора форми, близькі до 1, відповідають круглим карбідам.Навпаки, карбіди з високим вмістом хрому не є ідеально круглими, з коефіцієнтом форми приблизно 0,56 ± 0,01, що може бути наслідком агломерації.Дифракційні піки мартенситу (α, bcc) і залишкового аустеніту (γ', fcc) були виявлені на рентгенівській картині HCMSS, як показано на рис. 2e.Крім того, рентгенівська картина показує наявність вторинних карбідів.Карбіди з високим вмістом хрому були ідентифіковані як карбіди типу M3C2 і M23C6.Згідно з літературними даними,36,37,38 дифракційні піки карбідів VC були зареєстровані при ≈43° і 63°, що свідчить про те, що піки VC були замасковані піками M23C6 карбідів, багатих хромом (рис. 2e).
Мікроструктура високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої EBL (a) при малому збільшенні та (b) при великому збільшенні, демонструє збагачені хромом і ванадієм карбіди та матрицю з нержавіючої сталі (режим зворотного розсіювання електронів).Гістограми, що показують розподіл зерен за розміром карбідів, багатих хромом (c) і багатих ванадієм (d).Рентгенівська картина показує наявність мартенситу, залишкового аустеніту та карбідів у мікроструктурі (d).
Середня мікротвердість становить 625,7 + 7,5 HV5, демонструючи відносно високу твердість порівняно з традиційно обробленою мартенситною нержавіючої сталлю (450 HV)1 без термічної обробки.Повідомляється, що твердість наноіндентування карбідів з високим вмістом V і карбідів з високим вмістом Cr становить від 12 до 32,5 ГПа39 і 13–22 ГПа40 відповідно.Таким чином, висока твердість HCMSS, обробленого ELP, зумовлена ​​високим вмістом вуглецю, який сприяє утворенню карбідної сітки.Таким чином, HSMSS, оброблений ELP, демонструє хороші мікроструктурні характеристики та твердість без будь-якої додаткової посттермічної обробки.
Криві середнього коефіцієнта тертя (CoF) для зразків при 3 Н і 10 Н представлені на рисунку 3, діапазон мінімального і максимального значень тертя позначено напівпрозорою штрихуванням.Кожна крива показує фазу запуску та стаціонарну фазу.Фаза обкатки закінчується на 1,2 м з CoF (±SD) 0,41 ± 0,24,3 Н і на 3,7 м з CoF 0,71 ± 0,16,10 Н, перед входом у стаціонарний стан фази, коли тертя припиняється.швидко не змінюється.Завдяки малій площі контакту та грубій початковій пластичній деформації сила тертя швидко зросла під час обкатки при 3 Н і 10 Н, де більша сила тертя і довший шлях ковзання мали місце при 10 Н, що може бути наслідком до того, що порівняно з 3 Н пошкодження поверхні вище.Для 3 Н і 10 Н значення CoF в нерухомій фазі складають 0,78 ± 0,05 і 0,67 ± 0,01 відповідно.CoF практично стабільний при 10 Н і поступово зростає при 3 Н. В обмеженій літературі CoF нержавіючої сталі, обробленої L-PBF, порівняно з керамічними реакційними тілами при низьких прикладених навантаженнях коливається від 0,5 до 0,728, 20, 42, що в добре узгоджується з виміряними значеннями CoF у цьому дослідженні.Зменшення CoF зі збільшенням навантаження в стаціонарному стані (приблизно 14,1%) можна пояснити деградацією поверхні, що відбувається на межі між зношеною поверхнею та відповідним елементом, що буде додатково обговорено в наступному розділі через аналіз поверхні поверхні зношені зразки.
Коефіцієнти тертя зразків VSMSS, оброблених ELP, на шляхах ковзання при 3 Н і 10 Н, стаціонарна фаза позначена для кожної кривої.
Питомі інтенсивності зносу ГКМС (625,7 HV) оцінені в 6,56 ± 0,33 × 10–6 мм3/Нм і 9,66 ± 0,37 × 10–6 мм3/Нм при 3 Н і 10 Н відповідно (рис. 4).Таким чином, швидкість зношування зростає зі збільшенням навантаження, що добре узгоджується з існуючими дослідженнями аустеніту, обробленого L-PBF і PH SS17,43.За тих самих трибологічних умов швидкість зношування при 3 Н становить приблизно одну п’яту, ніж для аустенітної нержавіючої сталі, обробленої L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 мм3/Нм, 229 HV), як і в попередньому випадку. .8. Крім того, швидкість зносу HCMSS при 3 Н була значно нижчою, ніж у традиційно оброблених аустенітних нержавіючих сталей і, зокрема, вищою, ніж у високоізотропних пресованих сталей (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 мм3)./Нм, 176 HV) і лита (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 мм3/Нм, 156 HV) механічно оброблена аустенітна нержавіюча сталь, 8 відповідно.Порівняно з цими дослідженнями в літературі, покращена зносостійкість HCMSS пов’язана з високим вмістом вуглецю та сформованою карбідною сіткою, що призводить до вищої твердості, ніж аустенітні нержавіючі сталі, оброблені з використанням адитивних засобів.Для подальшого вивчення швидкості зношування зразків HCMSS, аналогічно оброблений зразок високовуглецевої мартенситної інструментальної сталі (HCMTS) (з твердістю 790 HV) був випробуваний за аналогічних умов (3 Н і 10 Н) для порівняння;Додатковим матеріалом є карта профілю HCMTS (додатковий малюнок S2).Швидкість зносу HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 мм3/Нм) майже така ж, як і для HCMTS при 3 Н (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 мм3/Нм), що вказує на чудову зносостійкість. .Ці характеристики в основному пояснюються мікроструктурними особливостями HCMSS (тобто високим вмістом карбіду, розміром, формою та розподілом частинок карбіду в матриці, як описано в розділі 3.1).Як повідомлялося раніше31,44, вміст карбіду впливає на ширину та глибину рубця зношування та механізм мікроабразивного зношування.Однак вміст карбіду недостатній для захисту матриці при 10 Н, що призводить до підвищеного зносу.У наступному розділі морфологія та топографія поверхні зносу використовуються для пояснення основних механізмів зносу та деформації, які впливають на швидкість зносу HCMSS.При 10 Н швидкість зносу ВКМСС (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 мм3/Нм) вища, ніж у ВКМТС (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 мм3/Нм).Навпаки, ці показники зношування все ще досить високі: за подібних умов випробувань швидкість зношування покриттів на основі хрому та стелліту нижча, ніж у HCMSS45,46.Нарешті, через високу твердість глинозему (1500 HV) швидкість сполучення була незначною, і були виявлені ознаки перенесення матеріалу зі зразка на алюмінієві кульки.
Питомий знос при обробці ELR високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі (HMCSS), ELR обробці високовуглецевої мартенситної інструментальної сталі (HCMTS) і L-PBF, обробці лиття та високоізотропного пресування (HIP) аустенітної нержавіючої сталі (316LSS) у різних сферах застосування швидкості завантажуються.Діаграма розсіювання показує стандартне відхилення вимірювань.Дані для аустенітних нержавіючих сталей взяті з 8.
У той час як тверді наплавлення, такі як хром і стелліт, можуть забезпечити кращу стійкість до зношування, ніж системи сплавів, оброблених адитивно, механічна обробка адитивами може (1) покращити мікроструктуру, особливо для матеріалів з різними щільностями.операції на торцевій частині;і (3) створення нових топологій поверхні, таких як інтегровані гідродинамічні підшипники.Крім того, AM пропонує гнучкість геометричного дизайну.Це дослідження є особливо новим і важливим, оскільки критично важливо з’ясувати характеристики зносу цих нещодавно розроблених металевих сплавів з EBM, для яких поточна література дуже обмежена.
Морфологія зношеної поверхні та морфологія зношених зразків при 3 Н показані на рис.5, де основним механізмом зношування є стирання з наступним окисленням.Спочатку сталева підкладка пластично деформується, а потім видаляється для формування канавок глибиною від 1 до 3 мкм, як показано на профілі поверхні (рис. 5а).Завдяки теплу тертя, що утворюється безперервним ковзанням, видалений матеріал залишається на межі трибологічної системи, утворюючи трибологічний шар, що складається з невеликих острівців з високим вмістом оксиду заліза, що оточують карбіди з високим вмістом хрому та ванадію (рис. 5b і табл. 2).), як також повідомлялося для аустенітної нержавіючої сталі, обробленої L-PBF15,17.На рис.5c показано інтенсивне окислення, що відбувається в центрі рубця зносу.Таким чином, утворенню фрикційного шару сприяє руйнування фрикційного шару (тобто оксидного шару) (рис. 5f) або видалення матеріалу відбувається в слабких областях мікроструктури, тим самим прискорюючи видалення матеріалу.В обох випадках руйнування шару тертя призводить до утворення продуктів зношування на межі розділу, що може бути причиною тенденції до зростання CoF в усталеному стані 3N (рис. 3).Крім того, є ознаки трикомпонентного зносу, викликаного оксидами та вільними частинками зносу на доріжці зносу, що зрештою призводить до утворення мікроподряпин на підкладці (рис. 5b, e)9,12,47.
Профіль поверхні (a) і мікрофотографії (b–f) морфології поверхні зносу високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої ELP при 3 Н, поперечний переріз сліду зносу в режимі BSE (d) і оптична мікроскопія зносу поверхні при 3 Н (г) сфер оксиду алюмінію.
На сталевій підкладці утворилися смуги ковзання, що вказує на пластичну деформацію внаслідок зносу (рис. 5e).Подібні результати також були отримані при дослідженні поведінки аустенітної сталі SS47, обробленої L-PBF.Переорієнтація багатих ванадієм карбідів також свідчить про пластичну деформацію сталевої матриці під час ковзання (рис. 5д).Мікрофотографії поперечного перерізу сліду зносу показують наявність невеликих круглих ямок, оточених мікротріщинами (рис. 5d), які можуть бути наслідком надмірної пластичної деформації біля поверхні.Перенесення матеріалу на сфери оксиду алюмінію було обмежено, а сфери залишилися неушкодженими (рис. 5g).
Ширина та глибина зносу зразків збільшувалися зі збільшенням навантаження (при 10 Н), як показано на карті топографії поверхні (рис. 6а).Стирання та окислення все ще є домінуючими механізмами зношування, а збільшення кількості мікроподряпин на доріжці зношування вказує на те, що трикомпонентне зношування також відбувається при 10 Н (рис. 6b).Аналіз EDX показав утворення багатих залізом острівців оксиду.Піки Al у спектрах підтвердили, що перенесення речовини від контрагента до зразка відбувалося при 10 Н (рис. 6в і табл. 3), тоді як при 3 Н воно не спостерігалося (табл. 2).Трикорпусний знос спричинений частинками зносу з острівців оксиду та аналогів, де детальний аналіз EDX виявив перенесення матеріалу з аналогів (додатковий малюнок S3 і таблиця S1).Розвиток оксидних острівців пов'язаний з глибокими ямами, що також спостерігається в 3N (рис. 5).Розтріскування і дроблення карбідів відбуваються в основному в карбідах, багатих на 10 N Cr (рис. 6e, f).Крім того, карбіди з високим V розшаровуються та зношують навколишню матрицю, що, у свою чергу, спричиняє трикомпонентний знос.Яма, подібна за розміром і формою до карбіду з високим V (виділена червоним колом), також з’явилася в поперечному перерізі доріжки (рис. 6d) (див. аналіз розміру та форми карбіду. 3.1), що вказує на те, що висока V карбід V може відшаруватися від матриці при 10 Н. Кругла форма карбідів з високим вмістом V сприяє ефекту витягування, тоді як агломеровані карбіди з високим вмістом Cr схильні до розтріскування (рис. 6e, f).Така поведінка руйнування вказує на те, що матриця перевищила свою здатність протистояти пластичній деформації та що мікроструктура не забезпечує достатньої ударної міцності при 10 Н. Вертикальне розтріскування під поверхнею (рис. 6d) вказує на інтенсивність пластичної деформації, яка виникає під час ковзання.У міру збільшення навантаження відбувається перенесення матеріалу зі зношеної доріжки на кульку з оксиду алюмінію (рис. 6g), який може бути стабільним при 10 Н. Основна причина зниження значень CoF (рис. 3).
Профіль поверхні (a) і мікрофотографії (b–f) топографії зношеної поверхні (b–f) високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої EBA при 10 Н, поперечний переріз доріжки зносу в режимі BSE (d) і поверхня оптичного мікроскопа сфери оксиду алюмінію при 10 Н (г).
Під час зносу ковзанням поверхня піддається спричиненим антитілами стискаючим і зсувним напругам, що призводить до значної пластичної деформації під зношеною поверхнею34,48,49.Таким чином, деформаційне зміцнення може відбуватися під поверхнею через пластичну деформацію, впливаючи на знос і механізми деформації, які визначають поведінку матеріалу при зношуванні.Тому в цьому дослідженні було виконано картування твердості поперечного перерізу (як детально описано в розділі 2.4), щоб визначити розвиток зони пластичної деформації (PDZ) нижче шляху зносу як функцію навантаження.Оскільки, як зазначалося в попередніх розділах, чіткі ознаки пластичної деформації спостерігалися нижче сліду зносу (рис. 5d, 6d), особливо при 10 Н.
На рис.На малюнку 7 наведені діаграми твердості поперечного перерізу слідів зносу HCMSS, обробленого ELP при 3 Н і 10 Н. Варто зазначити, що ці значення твердості використовувалися як індекс для оцінки ефекту зміцнення.Зміна твердості нижче позначки зносу становить від 667 до 672 HV при 3 Н (рис. 7а), що вказує на те, що наклеп є незначним.Імовірно, через низьку роздільну здатність карти мікротвердості (тобто відстані між мітками) застосований метод вимірювання твердості не міг виявити зміни твердості.Навпаки, при 10 Н спостерігалися зони PDZ зі значеннями твердості від 677 до 686 HV з максимальною глибиною 118 мкм і довжиною 488 мкм (рис. 7б), що корелює з шириною сліду зношування ( рис. 6а)).Подібні дані про зміну розміру PDZ з навантаженням були знайдені в дослідженні зносу SS47, обробленого L-PBF.Результати показують, що наявність залишкового аустеніту впливає на пластичність адитивно виготовлених сталей 3, 12, 50, а залишковий аустеніт перетворюється на мартенсит під час пластичної деформації (пластичний ефект фазового перетворення), що посилює зміцнення сталі.сталь 51. Оскільки зразок VCMSS містив залишковий аустеніт відповідно до рентгенівської дифракційної картини, розглянутої раніше (рис. 2e), було припущено, що залишковий аустеніт у мікроструктурі міг трансформуватися в мартенсит під час контакту, тим самим збільшуючи твердість PDZ ( рис. 7b).Крім того, утворення ковзання, яке відбувається на доріжці зношування (рис. 5e, 6f), також свідчить про пластичну деформацію, викликану дислокаційним ковзанням під дією напруги зсуву при контакті ковзання.Однак напруга зсуву, викликана при 3 Н, була недостатньою для отримання високої щільності дислокацій або перетворення залишкового аустеніту в мартенсит, що спостерігалося за використаним методом, тому деформаційне зміцнення спостерігалося лише при 10 Н (рис. 7b).
Діаграми твердості поперечного перерізу доріжок зношування високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, підданих електроемісійній обробці при 3 Н (а) і 10 Н (б).
Це дослідження демонструє поведінку зношування та мікроструктурні характеристики нової високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої ELR.Випробування сухого зношування проводили при ковзанні під різними навантаженнями, а зношені зразки досліджували за допомогою електронної мікроскопії, лазерного профілометра та карт твердості поперечних перерізів слідів зношування.
Мікроструктурний аналіз виявив рівномірний розподіл карбідів з високим вмістом хрому (~18,2% карбідів) і ванадію (~4,3% карбідів) в матриці мартенситу і нерозлучного аустеніту з відносно високою мікротвердістю.Домінуючими механізмами зношування є зношування та окислення при низьких навантаженнях, у той час як трикутне зношування, спричинене розтягнутими карбідами з високим вмістом V та оксидами пухкого зерна, також сприяє зношенню при зростаючих навантаженнях.Швидкість зношування краща, ніж у L-PBF і звичайних аустенітних нержавіючих сталей, оброблених механічним способом, і навіть подібна до інструментальних сталей, оброблених EBM, при низьких навантаженнях.Значення CoF зменшується зі збільшенням навантаження через перенесення матеріалу протилежному тілу.За допомогою методу картографування поперечної твердості зону пластичної деформації показано під знаком зносу.Можливе подрібнення зерен і фазові переходи в матриці можна додатково дослідити за допомогою дифракції зворотного розсіювання електронів, щоб краще зрозуміти вплив наклепу.Низька роздільна здатність карти мікротвердості не дозволяє візуалізувати твердість зони зносу при низьких прикладених навантаженнях, тому наноіндентування може забезпечити більш високу роздільну здатність змін твердості за допомогою того самого методу.
Це дослідження вперше представляє комплексний аналіз зносостійкості та фрикційних властивостей нової високовуглецевої мартенситної нержавіючої сталі, обробленої ELR.Враховуючи свободу геометричного дизайну АМ і можливість скорочення кроків обробки за допомогою АМ, це дослідження може прокласти шлях до виробництва цього нового матеріалу та його використання в пристроях, пов’язаних з зносом, від валів до форм для лиття пластику зі складним каналом охолодження.
Bhat, BN Аерокосмічні матеріали та застосування, том.255 (Американське товариство аеронавтики та астронавтики, 2018).
Bajaj, P. та ін.Сталь в адитивному виробництві: огляд її мікроструктури та властивостей.альма-матер.наука.демонструвати.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. та Passeggio, F. Пошкодження поверхні зносу аерокосмічних компонентів з нержавіючої сталі EN 3358 під час ковзання.Братство.ред.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. та ін.Адитивне виробництво металевих компонентів – процес, структура та продуктивність.програмування.альма-матер.наука.92, 112–224 (2018).
Герцог Д., Сейда В., Віціск Е. та Еммельман С. Виробництво металевих добавок.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Стандартна термінологія для технології адитивного виробництва.Швидке виготовлення.Доцент.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Бартоломеу Ф. та ін.Механічні та трибологічні властивості нержавіючої сталі 316L – порівняння селективного лазерного плавлення, гарячого пресування та звичайного лиття.Додати до.виробник.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., and Pham, MS Внесок мікроструктури в адитивно виготовлену нержавіючу сталь 316L механізми сухого ковзання та анізотропію.альма-матер.дек.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. і Tatlock GJ. Механічна відповідь і механізми деформації сталевих конструкцій, загартованих дисперсією оксиду заліза, отриманої селективним лазерним плавленням.журнал.87, 201–215 (2015).
Саїді К., Алві С., Лофай Ф., Петков В. І. та Ахтар Ф. Механічна міцність вищого порядку після термічної обробки SLM 2507 при кімнатній і підвищеній температурах, що сприяє твердим/в’язким сигма-опадам.Метал (Базель).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., and Li, S. Мікроструктура, реакція після нагрівання та трибологічні властивості 3D-друкованої нержавіючої сталі 17-4 PH.Носіння 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., and Zhang, L. Поведінка ущільнення, еволюція мікроструктури та механічні властивості композитів з нержавіючої сталі TiC/AISI420, виготовлених селективним лазерним плавленням.альма-матер.дек.187, 1–13 (2020).
Чжао X. та ін.Виготовлення та визначення характеристик нержавіючої сталі AISI 420 за допомогою селективного лазерного плавлення.альма-матер.виробник.процес.30, 1283–1289 (2015).
Сан Ю., Мороз А. та Алрбі К. Характеристики зносу при ковзанні та корозійна поведінка селективного лазерного плавлення нержавіючої сталі 316L.Ж. Alma mater.демонструвати.виконувати.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. та ін.Тертя та зношування порошкової нержавіючої сталі під мастилом [J].Трибіол.внутрішні 104, 183–190 (2016).