Ďakujeme, že ste navštívili Nature.com.Používate verziu prehliadača s obmedzenou podporou CSS.Pre najlepší zážitok vám odporúčame použiť aktualizovaný prehliadač (alebo vypnúť režim kompatibility v programe Internet Explorer).Okrem toho, aby sme zabezpečili nepretržitú podporu, zobrazujeme stránku bez štýlov a JavaScriptu.
Posúvače zobrazujúce tri články na snímke.Na posúvanie medzi snímkami použite tlačidlá späť a ďalej, na posúvanie sa po jednotlivých snímkach použite tlačidlá ovládača posúvania na konci.

ASTM A240 304 316 Stredne hrubá doska z nehrdzavejúcej ocele je možné rezať a prispôsobiť čínsku výrobnú cenu

Trieda materiálu: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Typ: Feritický, Austenit, Martenzit, Duplex
Technológia: valcované za studena a valcované za tepla
Certifikáty: ISO9001, CE, SGS každý rok
Služba: Testovanie treťou stranou
Dodanie: do 10-15 dní alebo vzhľadom na množstvo

Nerezová oceľ je zliatina železa s minimálnym obsahom chrómu 10,5 percenta.Obsah chrómu vytvára na povrchu ocele tenký film oxidu chrómu nazývaný pasivačná vrstva.Táto vrstva zabraňuje korózii na povrchu ocele;čím väčšie množstvo chrómu v oceli, tým väčšia odolnosť voči korózii.

Oceľ tiež obsahuje rôzne množstvá iných prvkov, ako je uhlík, kremík a mangán.Na zvýšenie odolnosti proti korózii (nikel) a tvarovateľnosti (molybdén) možno pridať ďalšie prvky.

Chovanie vysoko uhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele (HCMSS) pozostávajúcej z približne 22,5 obj.% karbidov s vysokým obsahom chrómu (Cr) a vanádu (V), bol fixovaný tavením elektrónovým lúčom (EBM).Mikroštruktúra je zložená z martenzitovej a zvyškovej austenitickej fázy, submikrónové vysoko V a mikrónové vysoko Cr karbidy sú rovnomerne rozložené a tvrdosť je relatívne vysoká.CoF klesá približne o 14,1 % so zvyšujúcim sa zaťažením v ustálenom stave v dôsledku presunu materiálu z opotrebovanej dráhy na protiľahlé teleso.V porovnaní s martenzitickými nástrojovými oceľami upravenými rovnakým spôsobom je rýchlosť opotrebenia HCMSS takmer rovnaká pri nízkych aplikovaných zaťaženiach.Dominantným mechanizmom opotrebovania je odstraňovanie oceľovej matrice obrusovaním s následnou oxidáciou stopy opotrebovania, pričom trojzložkové abrazívne opotrebenie nastáva so zvyšujúcim sa zaťažením.Oblasti plastickej deformácie pod jazvou po opotrebovaní identifikované mapovaním tvrdosti prierezu.Špecifické javy, ktoré sa vyskytujú pri zvyšovaní podmienok opotrebovania, sú opísané ako praskanie karbidu, trhanie s vysokým obsahom karbidu vanádu a praskanie v matrici.Tento výskum vrhá svetlo na charakteristiky opotrebovania výroby aditív HCMSS, čo by mohlo pripraviť cestu pre výrobu komponentov EBM pre aplikácie opotrebovania, od hriadeľov po vstrekovacie formy na plasty.
Nehrdzavejúca oceľ (SS) je všestranná rodina ocelí široko používaná v leteckom, automobilovom, potravinárskom a mnohých ďalších aplikáciách vďaka ich vysokej odolnosti proti korózii a vhodným mechanickým vlastnostiam1,2,3.Ich vysoká korózna odolnosť je spôsobená vysokým obsahom chrómu (viac ako 11,5 hm. %) v HC, ktorý prispieva k tvorbe oxidového filmu s vysokým obsahom chrómu na povrchu1.Väčšina druhov nehrdzavejúcej ocele má však nízky obsah uhlíka, a preto má obmedzenú tvrdosť a odolnosť proti opotrebeniu, čo má za následok zníženú životnosť zariadení súvisiacich s opotrebením, ako sú komponenty leteckých pristávacích zariadení4.Zvyčajne majú nízku tvrdosť (v rozsahu 180 až 450 HV), iba niektoré tepelne spracované martenzitické nehrdzavejúce ocele majú vysokú tvrdosť (do 700 HV) a vysoký obsah uhlíka (do 1,2 % hm.), čo môže prispieť k tvorba martenzitu.1. Stručne povedané, vysoký obsah uhlíka znižuje teplotu martenzitickej transformácie, čo umožňuje vytvorenie plne martenzitickej mikroštruktúry a získanie mikroštruktúry odolnej voči opotrebovaniu pri vysokých rýchlostiach ochladzovania.Tvrdé fázy (napr. karbidy) môžu byť pridané do oceľovej matrice na ďalšie zlepšenie odolnosti matrice proti opotrebovaniu.
Zavedenie aditívnej výroby (AM) môže produkovať nové materiály s požadovaným zložením, mikroštrukturálnymi vlastnosťami a vynikajúcimi mechanickými vlastnosťami5,6.Napríklad tavenie práškového lôžka (PBF), jeden z najviac komercializovaných procesov aditívneho zvárania, zahŕňa nanášanie vopred legovaných práškov na vytvorenie tesne tvarovaných častí tavením práškov pomocou zdrojov tepla, ako sú lasery alebo elektrónové lúče7.Niekoľko štúdií ukázalo, že aditívne opracované diely z nehrdzavejúcej ocele môžu prekonať tradične vyrábané diely.Napríklad sa ukázalo, že austenitické nehrdzavejúce ocele podrobené aditívnemu spracovaniu majú vynikajúce mechanické vlastnosti vďaka ich jemnejšej mikroštruktúre (tj Hall-Petchove vzťahy)3,8,9.Tepelné spracovanie feritickej nehrdzavejúcej ocele upravenej AM vytvára ďalšie precipitáty, ktoré poskytujú mechanické vlastnosti podobné ich konvenčným náprotivkom3,10.Prijatá dvojfázová nehrdzavejúca oceľ s vysokou pevnosťou a tvrdosťou, spracovaná aditívnym spracovaním, kde sú zlepšené mechanické vlastnosti vďaka intermetalickým fázam bohatým na chróm v mikroštruktúre11.Okrem toho, zlepšené mechanické vlastnosti aditívne kalených martenzitických a PH nehrdzavejúcich ocelí možno dosiahnuť kontrolou zadržaného austenitu v mikroštruktúre a optimalizáciou parametrov obrábania a tepelného spracovania 3,12,13,14.
K dnešnému dňu sa tribologickým vlastnostiam AM austenitických nehrdzavejúcich ocelí venuje väčšia pozornosť ako iných nehrdzavejúcich ocelí.Tribologické správanie laserového tavenia vo vrstve prášku (L-PBF) ošetrenej 316L bolo študované ako funkcia parametrov spracovania AM.Ukázalo sa, že minimalizácia pórovitosti znížením rýchlosti skenovania alebo zvýšením výkonu lasera môže zlepšiť odolnosť proti opotrebovaniu15,16.Li et al.17 testovali suché klzné opotrebenie pri rôznych parametroch (zaťaženie, frekvencia a teplota) a ukázali, že opotrebenie pri izbovej teplote je hlavným mechanizmom opotrebenia, zatiaľ čo zvýšenie klznej rýchlosti a teploty podporuje oxidáciu.Vzniknutá oxidová vrstva zabezpečuje chod ložiska, so zvyšujúcou sa teplotou sa znižuje trenie a pri vyšších teplotách sa zvyšuje rýchlosť opotrebenia.V iných štúdiách pridanie častíc TiC18, TiB219 a SiC20 do matrice 316L upravenej L-PBF zlepšilo odolnosť proti opotrebeniu vytvorením hustej mechanicky spevnenej trecej vrstvy so zvýšením objemového podielu tvrdých častíc.Ochranná oxidová vrstva bola tiež pozorovaná v PH oceli upravenej L-PBF12 a duplexnej oceli SS11, čo naznačuje, že obmedzenie zadržaného austenitu následným tepelným spracovaním12 môže zlepšiť odolnosť proti opotrebovaniu.Ako je tu zhrnuté, literatúra sa zameriava hlavne na tribologické vlastnosti radu 316L SS, zatiaľ čo o tribologickom výkone radu martenzitických aditívne vyrábaných nehrdzavejúcich ocelí s oveľa vyšším obsahom uhlíka existuje len málo údajov.
Tavenie elektrónovým lúčom (EBM) je technika podobná L-PBF, ktorá je schopná vytvárať mikroštruktúry so žiaruvzdornými karbidmi, ako sú napríklad karbidy vanádu a chrómu, vďaka svojej schopnosti dosiahnuť vyššie teploty a rýchlosti skenovania 21, 22. Existujúca literatúra o EBM spracovaní nehrdzavejúcich materiálov ocele sa zameriava najmä na stanovenie optimálnych parametrov spracovania ELM na získanie mikroštruktúry bez trhlín a pórov a zlepšenie mechanických vlastností23, 24, 25, 26, pričom sa pracuje na tribologických vlastnostiach nehrdzavejúcej ocele upravenej EBM.Mechanizmus opotrebovania vysokouhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele ošetrenej ELR bol doteraz študovaný v obmedzených podmienkach a bolo hlásené, že dochádza k závažnej plastickej deformácii v podmienkach abrazívnych (skúška s brúsnym papierom), suchých podmienok a podmienok erózie blata27.
Táto štúdia skúmala odolnosť proti opotrebovaniu a trecie vlastnosti vysoko uhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele ošetrenej ELR za suchých klzných podmienok opísaných nižšie.Najprv boli charakterizované mikroštrukturálne znaky pomocou skenovacej elektrónovej mikroskopie (SEM), energeticky disperznej röntgenovej spektroskopie (EDX), röntgenovej difrakcie a analýzy obrazu.Údaje získané týmito metódami sa potom použijú ako základ pre pozorovanie tribologického správania pomocou suchých vratných skúšok pri rôznych zaťaženiach a nakoniec sa skúma morfológia opotrebovaného povrchu pomocou SEM-EDX a laserových profilometrov.Rýchlosť opotrebovania bola kvantifikovaná a porovnaná s podobne upravenými martenzitickými nástrojovými oceľami.Toto bolo urobené s cieľom vytvoriť základ pre porovnanie tohto systému SS s bežne používanými systémami opotrebovania s rovnakým typom úpravy.Nakoniec je znázornená mapa prierezu dráhy opotrebovania pomocou algoritmu mapovania tvrdosti, ktorý odhaľuje plastickú deformáciu, ku ktorej dochádza počas kontaktu.Treba poznamenať, že tribologické testy pre túto štúdiu boli vykonané s cieľom lepšie pochopiť tribologické vlastnosti tohto nového materiálu a nie simulovať špecifickú aplikáciu.Táto štúdia prispieva k lepšiemu pochopeniu tribologických vlastností novej aditívne vyrábanej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele pre aplikácie opotrebovania, ktoré vyžadujú prevádzku v drsnom prostredí.
Vzorky vysoko uhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele (HCMSS) ošetrenej ELR pod značkou Vibenite® 350 boli vyvinuté a dodané spoločnosťou VBN Components AB, Švédsko.Nominálne chemické zloženie vzorky: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (hm. %).Najprv sa zo získaných pravouhlých vzoriek (42 mm × 22 mm × 7 mm) vyrobili suché posuvné vzorky (40 mm × 20 mm × 5 mm) bez akéhokoľvek post-tepelného spracovania pomocou elektrického výbojového obrábania (EDM).Potom boli vzorky postupne brúsené brúsnym papierom SiC so zrnitosťou 240 až 2400 R, aby sa získala drsnosť povrchu (Ra) asi 0,15 μm.Okrem toho vzorky vysoko uhlíkovej martenzitickej nástrojovej ocele (HCMTS) upravenej EBM s nominálnym chemickým zložením 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (hmotn. .%) (komerčne známe ako Vibenite® 150) Tiež pripravený rovnakým spôsobom.HCMTS obsahuje 8 % objemových karbidov a používa sa len na porovnanie údajov o rýchlosti opotrebovania HCMSS.
Mikroštrukturálna charakterizácia HCMSS sa uskutočnila pomocou SEM (FEI Quanta 250, USA) vybaveného energeticky disperzným röntgenovým (EDX) detektorom XMax80 od Oxford Instruments.Tri náhodné mikrofotografie obsahujúce 3500 μm2 boli urobené v režime spätného rozptylu elektrónov (BSE) a potom analyzované pomocou analýzy obrazu (ImageJ®)28 na určenie plošného podielu (tj objemového podielu), veľkosti a tvaru.Vzhľadom na pozorovanú charakteristickú morfológiu bola plošná frakcia braná ako rovná objemovej frakcii.Okrem toho sa tvarový faktor karbidov vypočíta pomocou rovnice tvarového faktora (Shfa):
Tu Ai je plocha karbidu (µm2) a Pi je obvod karbidu (µm)29.Na identifikáciu fáz sa uskutočnila prášková rôntgenová difrakcia (XRD) pomocou rôntgenového difraktometra (Bruker D8 Discover s pásikovým detektorom LynxEye 1D) s Co-Ka žiarením (A = 1,79026 Á).Skenujte vzorku v rozsahu 29 od 35° do 130° s veľkosťou kroku 0,02° a časom kroku 2 sekundy.Údaje XRD boli analyzované pomocou softvéru Diffract.EVA, ktorý aktualizoval kryštalografickú databázu v roku 2021. Okrem toho bol na stanovenie mikrotvrdosti použitý Vickers tvrdomer (Struers Durascan 80, Rakúsko).Podľa normy ASTM E384-17 30 sa vyrobilo 30 výtlačkov na metalograficky pripravených vzorkách v krokoch po 0,35 mm počas 10 s pri 5 kgf.Autori už predtým charakterizovali mikroštrukturálne vlastnosti HCMTS31.
Na vykonanie suchých testov opotrebenia s vratným pohybom sa použil guľový doskový tribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA), ktorého konfigurácia je podrobne opísaná inde31.Parametre testu sú nasledovné: podľa normy 32 ASTM G133-05, zaťaženie 3 N, frekvencia 1 Hz, zdvih 3 mm, trvanie 1 hodina.Ako protizávažia boli použité guľôčky z oxidu hlinitého (Al2O3, trieda presnosti 28/ISO 3290) s priemerom 10 mm s makrotvrdosťou asi 1500 HV a drsnosťou povrchu (Ra) asi 0,05 µm od firmy Redhill Precision, Česká republika. .Vyvažovanie bolo zvolené, aby sa predišlo účinkom oxidácie, ku ktorým môže dôjsť v dôsledku vyvažovania, a aby sa lepšie porozumeli mechanizmom opotrebovania vzoriek v podmienkach ťažkého opotrebovania.Treba poznamenať, že parametre testu sú rovnaké ako v odkaze 8, aby sa porovnali údaje o rýchlosti opotrebovania s existujúcimi štúdiami.Okrem toho sa vykonala séria vratných skúšok so záťažou 10 N na overenie tribologického výkonu pri vyššom zaťažení, pričom ostatné parametre testu zostali konštantné.Počiatočné kontaktné tlaky podľa Hertza sú 7,7 MPa a 11,5 MPa pri 3 N a 10 N, v tomto poradí.Počas testu opotrebovania sa trecia sila zaznamenávala pri frekvencii 45 Hz a vypočítal sa priemerný koeficient trenia (CoF).Pre každú záťaž sa vykonali tri merania za podmienok okolia.
Trajektória opotrebovania sa skúmala pomocou SEM opísaného vyššie a analýza EMF sa uskutočňovala pomocou softvéru na analýzu povrchu opotrebovania Aztec Acquisition.Opotrebovaný povrch párovej kocky sa skúmal pomocou optického mikroskopu (Keyence VHX-5000, Japonsko).Bezkontaktný laserový profilovač (NanoFocus µScan, Nemecko) naskenoval značku opotrebenia s vertikálnym rozlíšením ±0,1 µm pozdĺž osi z a 5 µm pozdĺž osi x a y.Mapa profilu povrchu jaziev po opotrebení bola vytvorená v Matlab® pomocou súradníc x, y, z získaných z meraní profilu.Na výpočet straty objemu opotrebovania na dráhe opotrebovania sa používa niekoľko profilov vertikálnej dráhy opotrebovania extrahovaných z mapy profilu povrchu.Strata objemu bola vypočítaná ako súčin strednej plochy prierezu profilu drôtu a dĺžky stopy opotrebovania a ďalšie podrobnosti o tejto metóde už autori opísali33.Odtiaľto sa špecifická miera opotrebovania (k) získa z nasledujúceho vzorca:
Tu je V objemová strata v dôsledku opotrebovania (mm3), W je aplikované zaťaženie (N), L je posuvná vzdialenosť (mm) a k je špecifická miera opotrebovania (mm3/Nm)34.Údaje o trení a mapy profilu povrchu pre HCMTS sú zahrnuté v doplnkovom materiáli (doplnkový obrázok S1 a obrázok S2) na porovnanie miery opotrebovania HCMSS.
V tejto štúdii sa na demonštráciu správania plastickej deformácie (tj mechanického spevnenia v dôsledku kontaktného tlaku) zóny opotrebovania použila prierezová mapa tvrdosti dráhy opotrebovania.Vyleštené vzorky boli narezané rezacím kotúčom z oxidu hlinitého na rezacom stroji (Struers Accutom-5, Rakúsko) a vyleštené brúsnym papierom SiC triedy od 240 do 4000 P pozdĺž hrúbky vzoriek.Meranie mikrotvrdosti pri 0,5 kgf 10 s a 0,1 mm vzdialenosti v súlade s ASTM E348-17.Výtlačky sa umiestnili na obdĺžnikovú mriežku s rozmermi 1,26 × 0,3 mm2 približne 60 um pod povrchom (obrázok 1) a potom sa pomocou vlastného kódu Matlab® opísaného inde35 vykreslila mapa tvrdosti.Okrem toho sa pomocou SEM skúmala mikroštruktúra prierezu zóny opotrebovania.
Schéma značky opotrebenia zobrazujúca umiestnenie prierezu (a) a optická mikrografia mapy tvrdosti zobrazujúca značku identifikovanú v priereze (b).
Mikroštruktúra HCMSS upravená pomocou ELP pozostáva z homogénnej karbidovej siete obklopenej matricou (obr. 2a, b).EDX analýza ukázala, že sivé a tmavé karbidy boli karbidy bohaté na chróm a vanád (tabuľka 1).Vypočítané z analýzy obrazu sa objemový podiel karbidov odhaduje na ~22,5 % (~18,2 % s vysokým obsahom karbidov chrómu a ~4,3 % s vysokým obsahom karbidov vanádu).Priemerná veľkosť zŕn so štandardnými odchýlkami je 0,64 ± 0,2 µm a 1,84 ± 0,4 µm pre karbidy bohaté na V a Cr (obr. 2c, d).Karbidy s vysokým V majú tendenciu byť okrúhlejšie s tvarovým faktorom (±SD) približne 0,88±0,03, pretože hodnoty tvarového faktora blízke 1 zodpovedajú kruhovým karbidom.Naproti tomu karbidy s vysokým obsahom chrómu nie sú dokonale okrúhle, s tvarovým faktorom asi 0,56 ± 0,01, čo môže byť spôsobené aglomeráciou.Difrakčné píky martenzitu (a, bcc) a zadržaného austenitu (y', fcc) boli detegované na rôntgenovom zázname HCMSS, ako je znázornené na obr. 2e.Okrem toho röntgenový obraz ukazuje prítomnosť sekundárnych karbidov.Karbidy s vysokým obsahom chrómu boli identifikované ako karbidy typu M3C2 a ​​M23C6.Podľa údajov z literatúry bolo zaznamenaných 36, 37, 38 difrakčných píkov karbidov VC pri ≈ 43° a 63°, čo naznačuje, že píky VC boli maskované píkmi M23C6 karbidov bohatých na chróm (obr. 2e).
Mikroštruktúra vysokouhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele ošetrenej EBL (a) pri malom zväčšení a (b) pri veľkom zväčšení, vykazujúca karbidy bohaté na chróm a vanád a matricu z nehrdzavejúcej ocele (režim spätného rozptylu elektrónov).Stĺpcové grafy znázorňujúce distribúciu veľkosti zŕn karbidov bohatých na chróm (c) a bohatých na vanád (d).Röntgenový obrazec ukazuje prítomnosť martenzitu, zadržaného austenitu a karbidov v mikroštruktúre (d).
Priemerná mikrotvrdosť je 625,7 + 7,5 HV5, čo vykazuje relatívne vysokú tvrdosť v porovnaní s konvenčne spracovanou martenzitickou nehrdzavejúcou oceľou (450 HV)1 bez tepelného spracovania.Nanoindentačná tvrdosť karbidov s vysokým V a karbidov s vysokým Cr sa uvádza medzi 12 a 32, 5 GPa39 a 13 až 22 GPa40.Vysoká tvrdosť HCMSS ošetreného ELP je teda spôsobená vysokým obsahom uhlíka, ktorý podporuje tvorbu karbidovej siete.HSMSS ošetrené ELP teda vykazuje dobré mikroštrukturálne charakteristiky a tvrdosť bez akéhokoľvek dodatočného post-tepelného spracovania.
Krivky priemerného koeficientu trenia (CoF) pre vzorky pri 3 N a 10 N sú uvedené na obrázku 3, rozsah minimálnych a maximálnych hodnôt trenia je označený priesvitným tieňovaním.Každá krivka zobrazuje fázu zábehu a fázu ustáleného stavu.Fáza nábehu končí pri 1,2 m s CoF (±SD) 0,41 ± 0,24,3 N a pri 3,7 m s CoF 0,71 ± 0,16,10 N, pred vstupom do fázového ustáleného stavu, keď sa trenie zastaví.nemení rýchlo.V dôsledku malej kontaktnej plochy a hrubej počiatočnej plastickej deformácie sa trecia sila rýchlo zvýšila počas zábehovej fázy pri 3 N a 10 N, kde pri 10 N došlo k vyššej trecej sile a dlhšej klznej vzdialenosti, čo môže byť spôsobené na skutočnosť, že v porovnaní s 3 N je poškodenie povrchu vyššie.Pre 3 N a 10 N sú hodnoty CoF v stacionárnej fáze 0,78 ± 0,05 a 0,67 ± 0,01.CoF je prakticky stabilný pri 10 N a postupne sa zvyšuje pri 3 N. V obmedzenej literatúre sa CoF nehrdzavejúcej ocele upravenej L-PBF v porovnaní s keramickými reakčnými telesami pri nízkych aplikovaných zaťaženiach pohybuje od 0,5 do 0,728, 20, 42, čo je v dobrá zhoda s nameranými hodnotami CoF v tejto štúdii.Pokles CoF so zvyšujúcim sa zaťažením v ustálenom stave (približne 14,1 %) možno pripísať degradácii povrchu vyskytujúcej sa na rozhraní medzi opotrebovaným povrchom a náprotivkom, čo bude ďalej diskutované v ďalšej časti prostredníctvom analýzy povrchu opotrebované vzorky.
Koeficienty trenia vzoriek VSMSS ošetrených ELP na klzných dráhach pri 3 N a 10 N, pre každú krivku je vyznačená stacionárna fáza.
Špecifické miery opotrebovania HKMS (625,7 HV) sa odhadujú na 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm a 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm pri 3 N a 10 N (obr. 4).Rýchlosť opotrebovania sa teda zvyšuje so zvyšujúcim sa zaťažením, čo je v dobrej zhode s existujúcimi štúdiami o austenite upravenom L-PBF a PH SS17,43.Za rovnakých tribologických podmienok je rýchlosť opotrebenia pri 3 N asi pätinová v porovnaní s austenitickou nehrdzavejúcou oceľou ošetrenou L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), ako v predchádzajúcom prípade .8. Okrem toho miera opotrebenia HCMSS pri 3 N bola výrazne nižšia ako u konvenčne obrábaných austenitických nehrdzavejúcich ocelí a najmä vyššia ako u vysoko izotropných lisovaných ocelí (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) a odliatych (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) opracovanej austenitickej nehrdzavejúcej ocele, 8, resp.V porovnaní s týmito štúdiami v literatúre sa zlepšená odolnosť HCMSS proti opotrebeniu pripisuje vysokému obsahu uhlíka a vytvorenej karbidovej sieti, čo má za následok vyššiu tvrdosť ako aditívne obrábané austenitické nehrdzavejúce ocele konvenčne obrábané.Na ďalšie štúdium rýchlosti opotrebenia vzoriek HCMSS sa na porovnanie testovala podobne opracovaná vzorka z martenzitickej nástrojovej ocele s vysokým obsahom uhlíka (HCMTS) (s tvrdosťou 790 HV) za podobných podmienok (3 N a 10 N);Doplnkovým materiálom je HCMTS povrchová profilová mapa (doplnkový obrázok S2).Rýchlosť opotrebovania HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) je takmer rovnaká ako rýchlosť opotrebenia HCMTS pri 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), čo naznačuje vynikajúcu odolnosť proti opotrebovaniu .Tieto vlastnosti sa pripisujú najmä mikroštrukturálnym vlastnostiam HCMSS (tj vysoký obsah karbidov, veľkosť, tvar a distribúcia karbidových častíc v matrici, ako je opísané v časti 3.1).Ako už bolo uvedené31, 44, obsah karbidov ovplyvňuje šírku a hĺbku jazvy po opotrebovaní a mechanizmus mikroabrazívneho opotrebovania.Obsah karbidu je však nedostatočný na ochranu nástroja pri 10 N, čo vedie k zvýšenému opotrebovaniu.V nasledujúcej časti sa morfológia a topografia povrchu opotrebovania používa na vysvetlenie základných mechanizmov opotrebovania a deformácie, ktoré ovplyvňujú rýchlosť opotrebovania HCMSS.Pri 10 N je miera opotrebovania VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) vyššia ako u VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Naopak, tieto miery opotrebovania sú stále dosť vysoké: za podobných testovacích podmienok je miera opotrebovania povlakov na báze chrómu a stelitu nižšia ako u HCMSS45,46.Nakoniec, vzhľadom na vysokú tvrdosť oxidu hlinitého (1500 HV), miera opotrebovania párovania bola zanedbateľná a našli sa známky prenosu materiálu zo vzorky na hliníkové guľôčky.
Špecifické opotrebovanie pri ELR obrábaní vysoko uhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele (HMCSS), ELR obrábaní vysoko uhlíkovej martenzitickej nástrojovej ocele (HCMTS) a L-PBF, odlievaní a vysoko izotropnom lisovaní (HIP) obrábaní austenitickej nehrdzavejúcej ocele (316LSS) pri rôznych aplikáciách rýchlosti sú načítané.Bodový graf ukazuje štandardnú odchýlku meraní.Údaje pre austenitické nehrdzavejúce ocele sú prevzaté z 8.
Zatiaľ čo tvrdé návary, ako je chróm a stelit, môžu poskytnúť lepšiu odolnosť proti opotrebeniu ako aditívne opracované zliatinové systémy, aditívne obrábanie môže (1) zlepšiť mikroštruktúru, najmä pre materiály so širokou škálou hustôt.operácie na koncovej časti;a (3) vytvorenie nových povrchových topológií, ako sú integrované fluidné dynamické ložiská.AM navyše ponúka flexibilitu geometrického dizajnu.Táto štúdia je obzvlášť nová a dôležitá, pretože je dôležité objasniť charakteristiky opotrebovania týchto novo vyvinutých kovových zliatin s EBM, pre ktoré je súčasná literatúra veľmi obmedzená.
Morfológia opotrebovaného povrchu a morfológia opotrebovaných vzoriek pri 3 N sú znázornené na obr.5, kde hlavným mechanizmom opotrebovania je oder, po ktorom nasleduje oxidácia.Najprv sa oceľový substrát plasticky deformuje a potom sa odstráni, aby sa vytvorili drážky s hĺbkou 1 až 3 µm, ako je znázornené na profile povrchu (obr. 5a).V dôsledku trecieho tepla generovaného nepretržitým kĺzaním zostáva odstránený materiál na rozhraní tribologického systému a vytvára tribologickú vrstvu pozostávajúcu z malých ostrovčekov s vysokým obsahom oxidu železa obklopujúcich vysoké karbidy chrómu a vanádu (obrázok 5b a tabuľka 2).), ako bolo uvedené aj pre austenitickú nehrdzavejúcu oceľ ošetrenú L-PBF15,17.Na obr.5c ukazuje intenzívnu oxidáciu vyskytujúcu sa v strede jazvy po opotrebovaní.Tvorba trecej vrstvy je teda uľahčená deštrukciou trecej vrstvy (tj oxidovej vrstvy) (obr. 5f) alebo k odstraňovaniu materiálu dochádza v slabých oblastiach v rámci mikroštruktúry, čím sa odstraňovanie materiálu urýchľuje.V oboch prípadoch vedie deštrukcia trecej vrstvy k tvorbe produktov opotrebovania na rozhraní, čo môže byť dôvodom tendencie zvyšovania CoF v ustálenom stave 3N (obr. 3).Okrem toho existujú známky trojdielneho opotrebovania spôsobeného oxidmi a uvoľnenými časticami opotrebovania na dráhe opotrebovania, čo v konečnom dôsledku vedie k vytvoreniu mikroškrabancov na substráte (obr. 5b, e)9,12,47.
Profil povrchu (a) a mikrofotografie (b–f) morfológie povrchu opotrebovania vysokouhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele ošetrenej ELP pri 3 N, prierez značky opotrebovania v režime BSE (d) a optická mikroskopia opotrebovania povrchu pri 3 N (g) guľôčky oxidu hlinitého.
Na oceľovom substráte sa vytvorili klzné pásy indikujúce plastickú deformáciu v dôsledku opotrebovania (obr. 5e).Podobné výsledky sa získali aj pri štúdiu správania sa pri opotrebení austenitickej ocele SS47 ošetrenej L-PBF.Preorientovanie karbidov bohatých na vanád tiež naznačuje plastickú deformáciu oceľovej matrice počas kĺzania (obr. 5e).Mikrofotografie prierezu značky opotrebenia ukazujú prítomnosť malých okrúhlych jamiek obklopených mikrotrhlinkami (obr. 5d), ktoré môžu byť spôsobené nadmernou plastickou deformáciou v blízkosti povrchu.Prenos materiálu do guľôčok oxidu hlinitého bol obmedzený, zatiaľ čo guľôčky zostali nedotknuté (obr. 5g).
Šírka a hĺbka opotrebovania vzoriek sa zväčšovala so zvyšujúcim sa zaťažením (pri 10 N), ako je znázornené na mape topografie povrchu (obr. 6a).Abrázia a oxidácia sú stále dominantnými mechanizmami opotrebovania a zvýšenie počtu mikroškrabancov na dráhe opotrebovania naznačuje, že trojdielne opotrebovanie sa vyskytuje aj pri 10 N (obr. 6b).EDX analýza ukázala tvorbu ostrovov oxidov bohatých na železo.Al píky v spektrách potvrdili, že k prenosu látky z protistrany do vzorky došlo pri 10 N (obr. 6c a tabuľka 3), zatiaľ čo pri 3 N nebol pozorovaný (tabuľka 2).Opotrebenie troch telies je spôsobené opotrebovanými časticami z oxidových ostrovov a analógov, kde podrobná analýza EDX odhalila prenos materiálu z analógov (doplnkový obrázok S3 a tabuľka S1).Vývoj oxidových ostrovčekov je spojený s hlbokými jamami, čo je pozorované aj v 3N (obr. 5).K praskaniu a fragmentácii karbidov dochádza najmä u karbidov bohatých na 10 N Cr (obr. 6e, f).Okrem toho sa karbidy s vysokým V odlupujú a opotrebovávajú okolitú matricu, čo následne spôsobuje trojdielne opotrebovanie.V priereze dráhy (obr. 6d) sa tiež objavila jamka podobná veľkosti a tvaru ako karbid s vysokým V (zvýraznený červeným kruhom), čo naznačuje, že vysoké V karbid V sa môže odlupovať od matrice pri 10 N. Okrúhly tvar karbidov s vysokým V prispieva k efektu ťahania, zatiaľ čo aglomerované karbidy s vysokým Cr sú náchylné na praskanie (obr. 6e, f).Toto správanie pri porušení naznačuje, že matrica prekročila svoju schopnosť odolávať plastickej deformácii a že mikroštruktúra neposkytuje dostatočnú rázovú pevnosť pri 10 N. Vertikálne praskanie pod povrchom (obr. 6d) indikuje intenzitu plastickej deformácie, ku ktorej dochádza pri kĺzaní.Pri zvyšovaní zaťaženia dochádza k presunu materiálu z opotrebovanej dráhy na guľôčku oxidu hlinitého (obr. 6g), ktorý môže byť ustálený pri 10 N. Hlavným dôvodom poklesu hodnôt CoF (obr. 3).
Profil povrchu (a) a mikrofotografie (b–f) topografie opotrebovaného povrchu (b–f) vysoko uhlíkovej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele ošetrenej EBA pri 10 N, prierez stopy opotrebovania v režime BSE (d) a povrch optického mikroskopu guľôčky oxidu hlinitého pri 10 N (g).
Počas klzného opotrebovania je povrch vystavený tlakovému a šmykovému namáhaniu vyvolanému protilátkou, čo vedie k výraznej plastickej deformácii pod opotrebovaným povrchom34,48,49.Preto môže dôjsť k deformácii pod povrchom v dôsledku plastickej deformácie, čo ovplyvňuje opotrebovanie a deformačné mechanizmy, ktoré určujú správanie materiálu pri opotrebovaní.Preto sa v tejto štúdii vykonalo mapovanie tvrdosti prierezu (ako je podrobne uvedené v časti 2.4), aby sa určil vývoj zóny plastickej deformácie (PDZ) pod dráhou opotrebovania ako funkcia zaťaženia.Keďže, ako bolo spomenuté v predchádzajúcich častiach, pod stopou opotrebovania boli pozorované jasné známky plastickej deformácie (obr. 5d, 6d), najmä pri 10 N.
Na obr.Obrázok 7 ukazuje prierezové diagramy tvrdosti značiek opotrebovania HCMSS ošetrených ELP pri 3 N a 10 N. Stojí za zmienku, že tieto hodnoty tvrdosti sa použili ako index na vyhodnotenie účinku mechanického spevnenia.Zmena tvrdosti pod značkou opotrebenia je od 667 do 672 HV pri 3 N (obr. 7a), čo naznačuje, že deformačné spevnenie je zanedbateľné.Pravdepodobne z dôvodu nízkeho rozlíšenia mapy mikrotvrdosti (tj vzdialenosti medzi značkami) použitá metóda merania tvrdosti nedokázala zistiť zmeny tvrdosti.Naopak, zóny PDZ s hodnotami tvrdosti od 677 do 686 HV s maximálnou hĺbkou 118 µm a dĺžkou 488 µm boli pozorované pri 10 N (obr. 7b), čo koreluje so šírkou stopy opotrebenia ( Obr. 6a)).Podobné údaje o variácii veľkosti PDZ v závislosti od zaťaženia sa našli v štúdii opotrebovania na SS47 ošetrenom L-PBF.Výsledky ukazujú, že prítomnosť zadržaného austenitu ovplyvňuje ťažnosť aditívne vyrábaných ocelí 3, 12, 50 a zadržaný austenit sa počas plastickej deformácie premieňa na martenzit (plastický efekt fázovej premeny), čo zvyšuje pracovné spevnenie ocele.ocele 51. Keďže vzorka VCMSS obsahovala zadržaný austenit v súlade s röntgenovým difrakčným obrazcom diskutovaným vyššie (obr. 2e), bolo navrhnuté, že zadržaný austenit v mikroštruktúre by sa mohol počas kontaktu premeniť na martenzit, čím by sa zvýšila tvrdosť PDZ ( Obr. 7b).Okrem toho, tvorba sklzu vyskytujúca sa na dráhe opotrebovania (obr. 5e, 6f) tiež naznačuje plastickú deformáciu spôsobenú dislokačným sklzom pri pôsobení šmykového napätia pri klznom kontakte.Šmykové napätie vyvolané pri 3 N však nebolo dostatočné na vytvorenie vysokej hustoty dislokácií alebo transformácie zadržaného austenitu na martenzit pozorovanej použitou metódou, takže deformačné spevnenie bolo pozorované len pri 10 N (obr. 7b).
Prierezové diagramy tvrdosti stôp opotrebovania martenzitickej nehrdzavejúcej ocele s vysokým obsahom uhlíka vystavenej elektrickému výbojovému obrábaniu pri 3 N (a) a 10 N (b).
Táto štúdia ukazuje správanie sa pri opotrebovaní a mikroštrukturálne charakteristiky novej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele s vysokým obsahom uhlíka ošetrenej ELR.Testy opotrebenia za sucha sa uskutočňovali kĺzaním pri rôznych zaťaženiach a opotrebované vzorky sa skúmali pomocou elektrónovej mikroskopie, laserového profilometra a máp tvrdosti prierezov stôp opotrebenia.
Mikroštrukturálna analýza odhalila rovnomernú distribúciu karbidov s vysokým obsahom chrómu (~18,2 % karbidov) a vanádu (~4,3 % karbidov) v matrici z martenzitu a zadržaného austenitu s relatívne vysokou mikrotvrdosťou.Dominantnými mechanizmami opotrebovania sú opotrebovanie a oxidácia pri nízkom zaťažení, zatiaľ čo opotrebenie troch telies spôsobené natiahnutými vysoko-V karbidmi a uvoľnenými oxidmi zŕn tiež prispieva k opotrebovaniu pri zvyšujúcom sa zaťažení.Rýchlosť opotrebovania je lepšia ako u L-PBF a konvenčných obrábaných austenitických nehrdzavejúcich ocelí a dokonca je podobná ako pri EBM obrábaných nástrojových oceliach pri nízkom zaťažení.Hodnota CoF klesá s rastúcim zaťažením v dôsledku presunu materiálu na protiľahlé teleso.Pomocou metódy mapovania tvrdosti prierezu je zóna plastickej deformácie znázornená pod značkou opotrebenia.Možné zjemnenie zŕn a fázové prechody v matrici možno ďalej skúmať pomocou difrakcie spätného rozptylu elektrónov, aby sa lepšie pochopili účinky vytvrdzovania.Nízke rozlíšenie mapy mikrotvrdosti neumožňuje vizualizáciu tvrdosti zóny opotrebovania pri nízkych aplikovaných zaťaženiach, takže nanoindentácia môže poskytnúť vyššie zmeny tvrdosti s použitím rovnakej metódy.
Táto štúdia po prvýkrát predstavuje komplexnú analýzu odolnosti proti opotrebovaniu a trecích vlastností novej martenzitickej nehrdzavejúcej ocele s vysokým obsahom uhlíka ošetrenej ELR.Vzhľadom na voľnosť geometrického dizajnu AM a možnosť zníženia krokov obrábania s AM by tento výskum mohol pripraviť cestu pre výrobu tohto nového materiálu a jeho použitie v zariadeniach súvisiacich s opotrebovaním od hriadeľov po vstrekovacie formy na plasty s komplikovaným chladiacim kanálom.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, zv.255 (Americká spoločnosť pre letectvo a astronautiku, 2018).
Bajaj, P. a kol.Oceľ v aditívnej výrobe: prehľad jej mikroštruktúry a vlastností.Alma mater.veda.projektu.772 (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. a Passeggio, F. Poškodenie opotrebiteľnej plochy leteckých komponentov z nehrdzavejúcej ocele EN 3358 počas kĺzania.Bratstvo.Ed.Integra Strut.23, 127 – 135 (2012).
Debroy, T. a kol.Aditívna výroba kovových komponentov – proces, štruktúra a výkon.programovanie.Alma mater.veda.92, 112 – 224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. a Emmelmann S. Výroba kovových prísad.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Štandardná terminológia pre technológiu aditívnej výroby.Rýchla výroba.Odborný asistent.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. a kol.Mechanické a tribologické vlastnosti nehrdzavejúcej ocele 316L – porovnanie selektívneho tavenia laserom, lisovania za tepla a konvenčného odlievania.Pridať k.výrobca.16, 81 – 89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. a Pham, MS Príspevok mikroštruktúry k aditívne vyrábaným mechanizmom suchého posuvného opotrebovania 316L z nehrdzavejúcej ocele a anizotropii.Alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. a Tatlock GJ Mechanická odozva a mechanizmy deformácie oceľových konštrukcií tvrdených disperziou oxidov železa získaných selektívnym tavením laserom.časopis.87, 201 – 215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI a Akhtar, F. Mechanická pevnosť vyššieho rádu po tepelnom spracovaní SLM 2507 pri izbovej a zvýšenej teplote, za pomoci tvrdej / tvárnej sigma precipitácie.Kov (Bazilej).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. a Li, S. Mikroštruktúra, reakcia po zahrievaní a tribologické vlastnosti 3D tlačenej nehrdzavejúcej ocele 17-4 PH.Nosenie 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. a Zhang, L. Chovanie zhutňovania, vývoj mikroštruktúry a mechanické vlastnosti kompozitov z nehrdzavejúcej ocele TiC / AISI420 vyrobených selektívnym laserovým tavením.Alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. a kol.Výroba a charakterizácia nehrdzavejúcej ocele AISI 420 pomocou selektívneho tavenia laserom.Alma mater.výrobca.proces.30, 1283 – 1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. a Alrbey K. Charakteristiky klzného opotrebovania a korózne správanie selektívneho laserového tavenia nehrdzavejúcej ocele 316L.J. Alma mater.projektu.vykonať.23, 518 – 526 (2013).
Shibata, K. a kol.Trenie a opotrebovanie nehrdzavejúcej ocele s práškovým lôžkom pri olejovom mazaní [J].Tribiol.interné 104, 183–190 (2016).