Hvala što ste posjetili Nature.com.Koristite verziju preglednika s ograničenom CSS podrškom.Za najbolje iskustvo preporučujemo da koristite ažurirani preglednik (ili onemogućite način kompatibilnosti u Internet Exploreru).Osim toga, kako bismo osigurali kontinuiranu podršku, prikazujemo stranicu bez stilova i JavaScripta.
Klizači koji prikazuju tri članka po slajdu.Za pomicanje kroz slajdove koristite gumbe Natrag i Sljedeće ili gumbe za upravljanje slajdovima na kraju za kretanje kroz svaki slajd.

ASTM A240 304 316 ploča od nehrđajućeg čelika srednje debljine može se rezati i prilagoditi tvornička cijena u Kini

Klasa materijala: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tip: Feritni, Austenit, Martenzit, Dupleks
Tehnologija: Hladno valjano i toplo valjano
Certifikati: ISO9001, CE, SGS svake godine
Usluga: Testiranje treće strane
Isporuka: unutar 10-15 dana ili s obzirom na količinu

Nehrđajući čelik je legura željeza koja ima minimalni sadržaj kroma od 10,5 posto.Sadržaj kroma stvara tanki film krom oksida na površini čelika koji se naziva pasivacijski sloj.Ovaj sloj sprječava pojavu korozije na površini čelika;što je veća količina kroma u čeliku, veća je otpornost na koroziju.

Čelik također sadrži različite količine drugih elemenata kao što su ugljik, silicij i mangan.Mogu se dodati i drugi elementi za povećanje otpornosti na koroziju (nikal) i sposobnost oblikovanja (molibden).

Ponašanje martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika (HCMSS) koji se sastoji od približno 22,5 vol.% karbida s visokim udjelom kroma (Cr) i vanadija (V), fiksiran je taljenjem elektronskim snopom (EBM).Mikrostruktura se sastoji od faze martenzita i zaostalog austenita, submikronski visoki V i mikronski visoki Cr karbidi su ravnomjerno raspoređeni, a tvrdoća je relativno visoka.CoF se smanjuje za približno 14,1% s povećanjem opterećenja u stabilnom stanju zbog prijenosa materijala s istrošene gusjenice na suprotno tijelo.U usporedbi s martenzitnim alatnim čelicima tretiranim na isti način, stopa trošenja HCMSS-a gotovo je ista pri niskim primijenjenim opterećenjima.Dominantni mehanizam trošenja je uklanjanje čelične matrice abrazijom nakon čega slijedi oksidacija trosjeka, dok trokomponentno abrazivno trošenje nastaje s povećanjem opterećenja.Područja plastične deformacije ispod ožiljka trošenja identificirana mapiranjem tvrdoće poprečnog presjeka.Specifični fenomeni koji se javljaju kako se uvjeti trošenja povećavaju opisuju se kao pucanje karbida, kidanje visokog vanadijevog karbida i pucanje kalupa.Ovo istraživanje baca svjetlo na karakteristike trošenja HCMSS aditivne proizvodnje, što bi moglo utrti put za proizvodnju EBM komponenti za habanje u rasponu od osovina do kalupa za brizganje plastike.
Nehrđajući čelik (SS) je svestrana obitelj čelika koja se široko koristi u zrakoplovstvu, automobilskoj industriji, hrani i mnogim drugim primjenama zbog svoje visoke otpornosti na koroziju i odgovarajućih mehaničkih svojstava1,2,3.Njihova visoka otpornost na koroziju posljedica je visokog udjela kroma (više od 11,5 tež. %) u HC-u, što doprinosi stvaranju oksidnog filma s visokim udjelom kroma na površini1.Međutim, većina vrsta nehrđajućeg čelika ima nizak udio ugljika i stoga ima ograničenu tvrdoću i otpornost na habanje, što rezultira smanjenim radnim vijekom u uređajima povezanim s trošenjem kao što su komponente zrakoplovnog slijetanja4.Obično imaju nisku tvrdoću (u rasponu od 180 do 450 HV), samo neki toplinski obrađeni martenzitni nehrđajući čelici imaju visoku tvrdoću (do 700 HV) i visok sadržaj ugljika (do 1,2 wt%), što može pridonijeti stvaranje martenzita.1. Ukratko, visok sadržaj ugljika snižava temperaturu martenzitne transformacije, dopuštajući stvaranje potpuno martenzitne mikrostrukture i stjecanje mikrostrukture otporne na habanje pri visokim brzinama hlađenja.Tvrde faze (npr. karbidi) mogu se dodati čeličnoj matrici kako bi se dodatno poboljšala otpornost kalupa na trošenje.
Uvođenjem aditivne proizvodnje (AM) mogu se proizvesti novi materijali željenog sastava, mikrostrukturnih značajki i vrhunskih mehaničkih svojstava5,6.Na primjer, taljenje sloja praha (PBF), jedan od najkomercijaliziranijih aditivnih postupaka zavarivanja, uključuje taloženje prethodno legiranih prahova kako bi se formirali dijelovi tijesnog oblika taljenjem praha pomoću izvora topline kao što su laseri ili elektronske zrake7.Nekoliko je studija pokazalo da aditivno obrađeni dijelovi od nehrđajućeg čelika mogu nadmašiti tradicionalno izrađene dijelove.Na primjer, pokazalo se da austenitni nehrđajući čelici podvrgnuti aditivnoj obradi imaju vrhunska mehanička svojstva zbog svoje finije mikrostrukture (tj. Hall-Petch odnosa)3,8,9.Toplinska obrada AM-tretiranog feritnog nehrđajućeg čelika proizvodi dodatne taloge koji pružaju mehanička svojstva slična njihovim konvencionalnim parnjacima3,10.Usvojen dvofazni nehrđajući čelik visoke čvrstoće i tvrdoće, obrađen aditivnom obradom, gdje su poboljšana mehanička svojstva rezultat intermetalnih faza bogatih kromom u mikrostrukturi11.Osim toga, poboljšana mehanička svojstva martenzitnih i PH nehrđajućih čelika očvrsnutih aditivima mogu se postići kontrolom zaostalog austenita u mikrostrukturi i optimiziranjem parametara strojne i toplinske obrade 3,12,13,14.
Do danas se tribološkim svojstvima AM austenitnih nehrđajućih čelika posvećuje više pozornosti nego drugim nehrđajućim čelicima.Tribološko ponašanje laserskog taljenja u sloju praha (L-PBF) tretiranom s 316L proučavano je u ovisnosti o parametrima AM obrade.Pokazalo se da smanjivanje poroznosti smanjenjem brzine skeniranja ili povećanjem snage lasera može poboljšati otpornost na trošenje15,16.Li et al.17 testirali su suho klizno trošenje pod različitim parametrima (opterećenje, učestalost i temperatura) i pokazali da je trošenje pri sobnoj temperaturi glavni mehanizam trošenja, dok povećanje brzine klizanja i temperature potiče oksidaciju.Nastali oksidni sloj osigurava rad ležaja, trenje se smanjuje s porastom temperature, a stopa trošenja raste s višim temperaturama.U drugim studijama, dodavanje čestica TiC18, TiB219 i SiC20 u 316L matricu tretiranu s L-PBF-om poboljšalo je otpornost na habanje stvaranjem gustog tarnog sloja očvrslog rada s povećanjem volumnog udjela tvrdih čestica.Zaštitni oksidni sloj također je primijećen u PH čeliku obrađenom L-PBF12 i dupleks čeliku SS11, što ukazuje da ograničavanje zaostalog austenita naknadnom toplinskom obradom12 može poboljšati otpornost na trošenje.Kao što je ovdje sažeto, literatura je uglavnom usmjerena na tribološka svojstva serije 316L SS, dok postoji malo podataka o tribološkim svojstvima niza nehrđajućih čelika proizvedenih martenzitnim aditivima s mnogo većim udjelom ugljika.
Taljenje elektronskim snopom (EBM) je tehnika slična L-PBF-u koja može oblikovati mikrostrukture s vatrostalnim karbidima kao što su karbidi s visokim postotkom vanadija i kroma zbog svoje sposobnosti postizanja viših temperatura i brzina skeniranja 21, 22. Postojeća literatura o EBM obradi nehrđajućeg čelika čelika uglavnom je usmjeren na određivanje optimalnih parametara ELM obrade kako bi se dobila mikrostruktura bez pukotina i pora i poboljšala mehanička svojstva23, 24, 25, 26, dok se radi na tribološkim svojstvima nehrđajućeg čelika tretiranog EBM-om.Do sada je mehanizam trošenja visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog ELR-om proučavan u ograničenim uvjetima, a zabilježeno je da se ozbiljna plastična deformacija javlja u abrazivnim uvjetima (ispitivanje brusnim papirom), suhim uvjetima i uvjetima erozije blatom27.
Ova studija istraživala je otpornost na habanje i svojstva trenja martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika tretiranog ELR-om u uvjetima suhog klizanja opisanim u nastavku.Najprije su karakterizirane mikrostrukturne značajke pomoću skenirajuće elektronske mikroskopije (SEM), spektroskopije X-zraka s disperzijom energije (EDX), difrakcije X-zraka i analize slike.Podaci dobiveni ovim metodama zatim se koriste kao osnova za opažanja tribološkog ponašanja putem suhih recipročnih testova pod različitim opterećenjima, a na kraju se ispituje morfologija istrošene površine pomoću SEM-EDX i laserskih profilometara.Stopa trošenja je kvantificirana i uspoređena sa sličnim martenzitnim alatnim čelicima.Ovo je učinjeno kako bi se stvorila osnova za usporedbu ovog SS sustava s češće korištenim habajućim sustavima s istom vrstom obrade.Na kraju, prikazana je mapa presjeka puta trošenja pomoću algoritma za mapiranje tvrdoće koji otkriva plastičnu deformaciju koja se događa tijekom kontakta.Treba napomenuti da su tribološka ispitivanja za ovu studiju provedena radi boljeg razumijevanja triboloških svojstava ovog novog materijala, a ne radi simulacije specifične primjene.Ova studija pridonosi boljem razumijevanju triboloških svojstava novog martenzitnog nehrđajućeg čelika proizvedenog aditivima za primjene koje zahtijevaju rad u teškim uvjetima.
Uzorke martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika (HCMSS) tretiranog ELR-om pod robnom markom Vibenite® 350 razvila je i isporučila VBN Components AB, Švedska.Nominalni kemijski sastav uzorka: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (wt.%).Prvo su izrađeni suhi klizni uzorci (40 mm × 20 mm × 5 mm) od dobivenih pravokutnih uzoraka (42 mm × 22 mm × 7 mm) bez ikakve naknadne termičke obrade pomoću strojne obrade električnim pražnjenjem (EDM).Zatim su uzorci sukcesivno brušeni SiC brusnim papirom veličine zrna od 240 do 2400 R da bi se dobila površinska hrapavost (Ra) od oko 0,15 μm.Osim toga, uzorci EBM-tretiranog martenzitnog alatnog čelika s visokim udjelom ugljika (HCMTS) s nominalnim kemijskim sastavom od 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (tež. .%) (komercijalno poznat kao Vibenite® 150) Također se priprema na isti način.HCMTS sadrži 8% karbida po volumenu i koristi se samo za usporedbu podataka o stopi trošenja HCMSS.
Mikrostrukturna karakterizacija HCMSS-a provedena je korištenjem SEM-a (FEI Quanta 250, SAD) opremljenog energetski disperzivnim X-zrakama (EDX) XMax80 detektorom tvrtke Oxford Instruments.Tri nasumične fotomikrografije koje sadrže 3500 µm2 snimljene su u načinu povratno raspršenih elektrona (BSE) i zatim analizirane pomoću analize slike (ImageJ®)28 kako bi se odredio udio površine (tj. udio volumena), veličina i oblik.Zbog promatrane karakteristične morfologije, udio površine uzet je jednak udjelu volumena.Osim toga, faktor oblika karbida izračunava se pomoću jednadžbe faktora oblika (Shfa):
Ovdje je Ai površina karbida (µm2), a Pi je opseg karbida (µm)29.Kako bi se identificirale faze, izvedena je difrakcija X-zraka na prahu (XRD) pomoću difraktometra X-zraka (Bruker D8 Discover s LynxEye 1D strip detektorom) s Co-Kα zračenjem (λ = 1,79026 Å).Skenirajte uzorak u rasponu 2θ od 35° do 130° s veličinom koraka od 0,02° i vremenom koraka od 2 sekunde.XRD podaci analizirani su pomoću softvera Diffract.EVA, koji je ažurirao kristalografsku bazu podataka 2021. Dodatno, za određivanje mikrotvrdoće korišten je uređaj za ispitivanje tvrdoće po Vickersu (Struers Durascan 80, Austrija).Prema standardu ASTM E384-17 30, napravljeno je 30 otisaka na metalografski pripremljenim uzorcima u koracima od 0,35 mm tijekom 10 s pri 5 kgf.Autori su prethodno opisali mikrostrukturne značajke HCMTS31.
Tribometar s kuglastom pločom (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, SAD) korišten je za provođenje suhih klipnih testova trošenja, čija je konfiguracija detaljno opisana drugdje31.Parametri ispitivanja su sljedeći: prema standardu 32 ASTM G133-05, opterećenje 3 N, frekvencija 1 Hz, hod 3 mm, trajanje 1 sat.Kao protuutezi korištene su kuglice od aluminijevog oksida (Al2O3, klasa točnosti 28/ISO 3290) promjera 10 mm s makrotvrdoćom od oko 1500 HV i površinskom hrapavošću (Ra) od oko 0,05 µm, proizvođača Redhill Precision, Češka Republika. .Balansiranje je odabrano kako bi se spriječili učinci oksidacije do kojih može doći zbog balansiranja i kako bi se bolje razumjeli mehanizmi trošenja uzoraka u teškim uvjetima trošenja.Treba napomenuti da su parametri ispitivanja isti kao u Ref.8 kako bi se podaci o stopi trošenja usporedili s postojećim studijama.Osim toga, proveden je niz klipnih testova s ​​opterećenjem od 10 N kako bi se provjerila tribološka izvedba pri većim opterećenjima, dok su ostali parametri ispitivanja ostali konstantni.Početni kontaktni tlakovi prema Hertzu su 7,7 MPa i 11,5 MPa pri 3 N, odnosno 10 N.Tijekom ispitivanja trošenja, zabilježena je sila trenja na frekvenciji od 45 Hz i izračunat je prosječni koeficijent trenja (CoF).Za svako opterećenje obavljena su tri mjerenja u uvjetima okoline.
Putanja trošenja ispitana je korištenjem gore opisanog SEM-a, a EMF analiza provedena je pomoću softvera za analizu površine trošenja Aztec Acquisition.Istrošena površina uparene kocke ispitana je optičkim mikroskopom (Keyence VHX-5000, Japan).Beskontaktni laserski profiler (NanoFocus µScan, Njemačka) skenirao je trag istrošenosti s vertikalnom rezolucijom od ±0,1 µm duž z osi i 5 µm duž x i y osi.Mapa profila površine ožiljka od trošenja izrađena je u Matlab®-u koristeći x, y, z koordinate dobivene iz mjerenja profila.Nekoliko vertikalnih profila putanje trošenja izdvojenih iz mape profila površine koristi se za izračun gubitka volumena trošenja na putu trošenja.Gubitak volumena izračunat je kao umnožak srednje površine poprečnog presjeka profila žice i duljine traga trošenja, a autori su prethodno opisali dodatne detalje ove metode33.Odavde se specifična stopa trošenja (k) dobiva iz sljedeće formule:
Ovdje je V gubitak volumena zbog trošenja (mm3), W je primijenjeno opterećenje (N), L je klizna udaljenost (mm), a k je specifična stopa trošenja (mm3/Nm)34.Podaci o trenju i karte profila površine za HCMTS uključeni su u dodatni materijal (dodatna slika S1 i slika S2) za usporedbu stopa trošenja HCMSS.
U ovoj studiji, mapa tvrdoće poprečnog presjeka puta trošenja korištena je za demonstraciju ponašanja plastične deformacije (tj. otvrdnjavanje uslijed kontaktnog pritiska) zone trošenja.Polirani uzorci izrezani su aluminijevim oksidnim reznim kotačem na stroju za rezanje (Struers Accutom-5, Austrija) i polirani SiC brusnim papirom od 240 do 4000 P po debljini uzoraka.Mjerenje mikrotvrdoće pri 0,5 kgf 10 s i udaljenosti od 0,1 mm u skladu s ASTM E348-17.Otisci su postavljeni na pravokutnu rešetku veličine 1,26 × 0,3 mm2 približno 60 µm ispod površine (Slika 1), a zatim je prikazana mapa tvrdoće koristeći prilagođeni Matlab® kod opisan drugdje35.Osim toga, mikrostruktura poprečnog presjeka zone trošenja ispitana je pomoću SEM-a.
Shema oznake istrošenosti koja prikazuje mjesto poprečnog presjeka (a) i optička mikrografija mape tvrdoće koja prikazuje oznaku identificiranu u poprečnom presjeku (b).
Mikrostruktura HCMSS-a tretiranog ELP-om sastoji se od homogene karbidne mreže okružene matricom (sl. 2a, b).EDX analiza pokazala je da su sivi i tamni karbidi karbidi bogati kromom, odnosno vanadijem (Tablica 1).Izračunato iz analize slike, volumni udio karbida procijenjen je na ~22,5% (~18,2% karbida s visokim sadržajem kroma i ~4,3% karbida s visokim sadržajem vanadija).Prosječna veličina zrna sa standardnim odstupanjima je 0,64 ± 0,2 µm i 1,84 ± 0,4 µm za karbide bogate V i Cr (sl. 2c, d).Karbidi s visokim V imaju tendenciju da budu zaobljeniji s faktorom oblika (±SD) od oko 0,88±0,03 jer vrijednosti faktora oblika blizu 1 odgovaraju okruglim karbidima.Nasuprot tome, karbidi s visokim sadržajem kroma nisu savršeno okrugli, s faktorom oblika od oko 0,56 ± 0,01, što može biti posljedica aglomeracije.Difrakcijski vrhovi martenzita (α, bcc) i zadržanog austenita (γ', fcc) otkriveni su na HCMSS X-zrakama kao što je prikazano na slici 2e.Osim toga, rendgenski uzorak pokazuje prisutnost sekundarnih karbida.Karbidi s visokim udjelom kroma identificirani su kao karbidi tipa M3C2 i M23C6.Prema literaturnim podacima,36,37,38 difrakcijski vrhovi VC karbida zabilježeni su na ≈43° i 63°, što sugerira da su VC vrhovi bili maskirani vrhovima M23C6 karbida bogatih kromom (Sl. 2e).
Mikrostruktura martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika tretiranog EBL-om (a) pri malom povećanju i (b) pri velikom povećanju, pokazujući karbide bogate kromom i vanadijem i matricu od nehrđajućeg čelika (način povratnog raspršenja elektrona).Stupčasti dijagrami koji prikazuju raspodjelu veličine zrna karbida bogatih kromom (c) i vanadijem (d).Rendgenski snimak pokazuje prisutnost martenzita, zadržanog austenita i karbida u mikrostrukturi (d).
Prosječna mikrotvrdoća je 625,7 + 7,5 HV5, što pokazuje relativno visoku tvrdoću u usporedbi s konvencionalno obrađenim martenzitnim nehrđajućim čelikom (450 HV)1 bez toplinske obrade.Tvrdoća nanoindentiranja karbida s visokim V i karbida s visokim Cr iznosi između 12 i 32,5 GPa39 odnosno 13–22 GPa40.Stoga je visoka tvrdoća HCMSS-a tretiranog ELP-om posljedica visokog sadržaja ugljika, koji potiče stvaranje karbidne mreže.Stoga HSMSS tretiran ELP-om pokazuje dobre mikrostrukturne karakteristike i tvrdoću bez ikakvog dodatnog posttermalnog tretmana.
Krivulje prosječnog koeficijenta trenja (CoF) za uzorke pri 3 N i 10 N prikazane su na slici 3, raspon minimalnih i maksimalnih vrijednosti trenja označen je prozirnim sjenčanjem.Svaka krivulja prikazuje fazu uhodavanja i fazu stabilnog stanja.Faza uhodavanja završava na 1,2 m s CoF (±SD) od 0,41 ± 0,24,3 N i na 3,7 m s CoF od 0,71 ± 0,16,10 N, prije ulaska u stabilno stanje faze kada trenje prestane.ne mijenja se brzo.Zbog male kontaktne površine i grube početne plastične deformacije, sila trenja se brzo povećala tijekom faze uhodavanja pri 3 N i 10 N, gdje se veća sila trenja i duži klizni put pojavili pri 10 N, što može biti posljedica na činjenicu da je u usporedbi s 3 N oštećenje površine veće.Za 3 N i 10 N, vrijednosti CoF u stacionarnoj fazi su 0,78 ± 0,05 odnosno 0,67 ± 0,01.CoF je praktički stabilan pri 10 N i postupno raste pri 3 N. U ograničenoj literaturi, CoF nehrđajućeg čelika tretiranog L-PBF-om u usporedbi s keramičkim reakcijskim tijelima pri niskim primijenjenim opterećenjima kreće se od 0,5 do 0,728, 20, 42, što je u dobro slaganje s izmjerenim vrijednostima CoF u ovoj studiji.Smanjenje CoF s povećanjem opterećenja u stabilnom stanju (oko 14,1%) može se pripisati degradaciji površine koja se događa na sučelju između istrošene površine i drugog dijela, o čemu će se dalje raspravljati u sljedećem odjeljku kroz analizu površine nošeni uzorci.
Koeficijenti trenja VSMSS uzoraka tretiranih ELP-om na kliznim stazama pri 3 N i 10 N, stacionarna faza je označena za svaku krivulju.
Specifične stope trošenja HKMS-a (625,7 HV) procijenjene su na 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm i 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm pri 3 N odnosno 10 N (Sl. 4).Stoga se stopa trošenja povećava s povećanjem opterećenja, što se dobro slaže s postojećim studijama o austenitu tretiranom s L-PBF i PH SS17,43.Pod istim tribološkim uvjetima, stopa trošenja pri 3 N je oko jedne petine one za austenitni nehrđajući čelik obrađen L-PBF-om (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), kao u prethodnom slučaju .8. Osim toga, stopa trošenja HCMSS-a pri 3 N bila je znatno niža od konvencionalno strojno obrađenih austenitnih nehrđajućih čelika, a posebno viša od visoko izotropnih prešanih čelika (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) i lijevani (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) strojno obrađeni austenitni nehrđajući čelik, 8.U usporedbi s ovim studijama u literaturi, poboljšana otpornost na habanje HCMSS-a pripisuje se visokom sadržaju ugljika i formiranoj karbidnoj mreži što rezultira većom tvrdoćom od aditivno strojno obrađenih austenitnih nehrđajućih čelika koji su konvencionalno strojno obrađeni.Za daljnje proučavanje stope trošenja HCMSS uzoraka, slično obrađeni visokougljični martenzitni alatni čelik (HCMTS) uzorak (s tvrdoćom od 790 HV) ispitan je pod sličnim uvjetima (3 N i 10 N) za usporedbu;Dodatni materijal je karta površinskog profila HCMTS (dodatna slika S2).Brzina trošenja HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) gotovo je ista kao kod HCMTS pri 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), što ukazuje na izvrsnu otpornost na habanje .Ove se karakteristike uglavnom pripisuju mikrostrukturnim značajkama HCMSS-a (tj. visokom sadržaju karbida, veličini, obliku i raspodjeli čestica karbida u matrici, kao što je opisano u odjeljku 3.1).Kao što je ranije objavljeno31,44, sadržaj karbida utječe na širinu i dubinu ožiljka od trošenja i mehanizam mikroabrazivnog trošenja.Međutim, sadržaj karbida je nedovoljan za zaštitu matrice pri 10 N, što dovodi do povećanog trošenja.U sljedećem odjeljku morfologija i topografija površine trošenja koristi se za objašnjenje temeljnih mehanizama trošenja i deformacije koji utječu na stopu trošenja HCMSS-a.Pri 10 N, stopa trošenja VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) veća je nego kod VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Naprotiv, te su stope trošenja još uvijek prilično visoke: pod sličnim uvjetima ispitivanja, stopa trošenja premaza na bazi kroma i stelita niža je od one za HCMSS45,46.Naposljetku, zbog visoke tvrdoće aluminijevog oksida (1500 HV), stopa trošenja bila je zanemariva i pronađeni su znakovi prijenosa materijala s uzorka na aluminijske kuglice.
Specifično trošenje u ELR obradi martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika (HMCSS), ELR obradi martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika (HCMTS) i L-PBF, obradi lijevanja i visoko izotropnog prešanja (HIP) austenitnog nehrđajućeg čelika (316LSS) u različitim primjenama brzine su učitane.Dijagram raspršenosti prikazuje standardnu ​​devijaciju mjerenja.Podaci za austenitne nehrđajuće čelike preuzeti su iz 8.
Dok navarivanja kao što su krom i stelit mogu pružiti bolju otpornost na habanje nego aditivno obrađeni sustavi legura, aditivna strojna obrada može (1) poboljšati mikrostrukturu, posebno za materijale sa širokim rasponom gustoća.operacije na krajnjem dijelu;i (3) stvaranje novih površinskih topologija kao što su integrirani fluid dinamički ležajevi.Osim toga, AM nudi fleksibilnost geometrijskog dizajna.Ova je studija posebno nova i važna jer je ključno razjasniti karakteristike trošenja ovih novorazvijenih metalnih legura s EBM-om, za koje je trenutna literatura vrlo ograničena.
Morfologija istrošene površine i morfologija istrošenih uzoraka pri 3 N prikazani su na sl.5, gdje je glavni mehanizam trošenja abrazija praćena oksidacijom.Najprije se čelični supstrat plastično deformira, a zatim uklanja kako bi se formirali utori duboki 1 do 3 µm, kao što je prikazano na profilu površine (Sl. 5a).Zbog topline trenja koja nastaje kontinuiranim klizanjem, uklonjeni materijal ostaje na granici tribološkog sustava, tvoreći tribološki sloj koji se sastoji od malih otoka s visokim udjelom željeznog oksida koji okružuju karbide s visokim udjelom kroma i vanadija (Slika 5b i Tablica 2).), kao što je također navedeno za austenitni nehrđajući čelik tretiran s L-PBF15,17.Na sl.Slika 5c prikazuje intenzivnu oksidaciju koja se događa u središtu ožiljka od trošenja.Stoga je stvaranje tarnog sloja olakšano razaranjem tarnog sloja (tj. oksidnog sloja) (Sl. 5f) ili se uklanjanje materijala događa u slabim područjima unutar mikrostrukture, čime se ubrzava uklanjanje materijala.U oba slučaja, razaranje tarnog sloja dovodi do stvaranja produkata trošenja na međupovršini, što može biti razlogom tendencije porasta CoF u stacionarnom stanju 3N (slika 3).Osim toga, postoje znakovi trodijelnog trošenja uzrokovanog oksidima i labavim česticama trošenja na stazi trošenja, što u konačnici dovodi do stvaranja mikroogrebotina na podlozi (Sl. 5b, e)9,12,47.
Površinski profil (a) i fotomikrografije (b–f) morfologije površine trošenja martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika tretiranog ELP-om pri 3 N, presjek traga trošenja u BSE modu (d) i optička mikroskopija trošenja površine pri 3 N (g) kuglice aluminijevog oksida.
Na čeličnoj podlozi formirane su klizne trake koje ukazuju na plastičnu deformaciju uslijed trošenja (slika 5e).Slični rezultati također su dobiveni u studiji ponašanja pri habanju austenitnog čelika SS47 tretiranog L-PBF-om.Preorijentacija karbida bogatih vanadijem također ukazuje na plastičnu deformaciju čelične matrice tijekom klizanja (slika 5e).Mikrografije poprečnog presjeka traga istrošenosti pokazuju prisutnost malih okruglih udubina okruženih mikropukotinama (Sl. 5d), što može biti posljedica prekomjerne plastične deformacije u blizini površine.Prijenos materijala na kuglice aluminijevog oksida bio je ograničen, dok su kuglice ostale netaknute (slika 5g).
Širina i dubina istrošenosti uzoraka povećavaju se s povećanjem opterećenja (pri 10 N), kao što je prikazano na karti topografije površine (Sl. 6a).Abrazija i oksidacija još uvijek su dominantni mehanizmi trošenja, a povećanje broja mikroogrebotina na tragu trošenja ukazuje da se trodijelno trošenje događa i pri 10 N (slika 6b).EDX analiza pokazala je stvaranje otoka oksida bogatog željezom.Vrhovi Al u spektrima potvrdili su da se prijenos tvari s druge strane na uzorak dogodio pri 10 N (Slika 6c i Tablica 3), dok nije primijećen pri 3 N (Tablica 2).Trošenje od tri tijela uzrokovano je česticama trošenja s oksidnih otoka i analoga, gdje je detaljna EDX analiza otkrila prijenos materijala s analoga (dodatna slika S3 i tablica S1).Razvoj oksidnih otoka povezan je s dubokim jamama, što je također uočeno u 3N (slika 5).Do pucanja i fragmentacije karbida uglavnom dolazi kod karbida bogatih 10 N Cr (sl. 6e, f).Osim toga, visoki V karbidi se ljušte i troše okolnu matricu, što zauzvrat uzrokuje trodijelno trošenje.U poprečnom presjeku staze (slika 6d) također se pojavila jama slična veličini i obliku kao kod karbida visokog V (istaknutog crvenim krugom) (vidi analizu veličine i oblika karbida 3.1), što ukazuje da je visoki V karbid karbid V može se odvojiti od matrice pri 10 N. Okrugli oblik karbida s visokim V doprinosi učinku povlačenja, dok su aglomerirani karbidi s visokim Cr skloni pucanju (sl. 6e, f).Ovakvo ponašanje sloma ukazuje da je matrica premašila svoju sposobnost podnošenja plastične deformacije i da mikrostruktura ne osigurava dovoljnu udarnu čvrstoću pri 10 N. Vertikalno pucanje ispod površine (slika 6d) ukazuje na intenzitet plastične deformacije koja se javlja tijekom klizanja.Kako se opterećenje povećava, dolazi do prijenosa materijala s istrošene staze na kuglicu od aluminijevog oksida (Slika 6g), koja može biti u stabilnom stanju pri 10 N. Glavni razlog za smanjenje vrijednosti CoF (Slika 3).
Površinski profil (a) i fotomikrografije (b–f) topografije istrošene površine (b–f) martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika tretiranog s EBA pri 10 N, poprečnog presjeka traga trošenja u BSE modu (d) i površine optičkog mikroskopa kuglice aluminijevog oksida pri 10 N (g).
Tijekom kliznog trošenja, površina je izložena tlačnim i smičnim naprezanjima izazvanim antitijelima, što rezultira značajnom plastičnom deformacijom ispod istrošene površine34,48,49.Stoga se otvrdnjavanje može pojaviti ispod površine uslijed plastične deformacije, utječući na mehanizme trošenja i deformacije koji određuju ponašanje materijala pri trošenju.Stoga je u ovoj studiji provedeno mapiranje tvrdoće poprečnog presjeka (kao što je detaljno opisano u odjeljku 2.4) kako bi se odredio razvoj zone plastične deformacije (PDZ) ispod puta trošenja kao funkcija opterećenja.Budući da su, kao što je spomenuto u prethodnim odjeljcima, uočeni jasni znakovi plastične deformacije ispod traga trošenja (sl. 5d, 6d), posebno pri 10 N.
Na sl.Slika 7 prikazuje dijagrame tvrdoće poprečnog presjeka tragova istrošenosti HCMSS-a tretiranog ELP-om pri 3 N i 10 N. Važno je napomenuti da su ove vrijednosti tvrdoće korištene kao indeks za procjenu učinka otvrdnjavanja.Promjena tvrdoće ispod oznake trošenja je od 667 do 672 HV pri 3 N (slika 7a), što ukazuje da je otvrdnjavanje zanemarivo.Vjerojatno, zbog niske razlučivosti karte mikrotvrdoće (tj. udaljenosti između oznaka), primijenjena metoda mjerenja tvrdoće nije mogla otkriti promjene tvrdoće.Naprotiv, PDZ zone s vrijednostima tvrdoće od 677 do 686 HV s maksimalnom dubinom od 118 µm i duljinom od 488 µm uočene su pri 10 N (slika 7b), što je u korelaciji sa širinom traga trošenja ( Slika 6a)).Slični podaci o varijacijama veličine PDZ s opterećenjem pronađeni su u studiji trošenja na SS47 tretiranom L-PBF-om.Rezultati pokazuju da prisutnost zaostalog austenita utječe na duktilnost aditivno proizvedenih čelika 3, 12, 50, a zaostali austenit tijekom plastične deformacije prelazi u martenzit (plastični učinak fazne transformacije), čime se pojačava očvrsnuće čelika.čelik 51. Budući da je VCMSS uzorak sadržavao zaostali austenit u skladu s difrakcijskim uzorkom X-zraka o kojem je ranije bilo riječi (Sl. 2e), sugerirano je da bi se zaostali austenit u mikrostrukturi mogao transformirati u martenzit tijekom kontakta, povećavajući tako tvrdoću PDZ ( Slika 7b).Osim toga, stvaranje klizanja na stazi trošenja (sl. 5e, 6f) također ukazuje na plastičnu deformaciju uzrokovanu dislokacijskim klizanjem pod djelovanjem posmičnih naprezanja pri kliznom kontaktu.Međutim, smično naprezanje inducirano pri 3 N nije bilo dovoljno da proizvede visoku gustoću dislokacija ili transformaciju zadržanog austenita u martenzit promatranu korištenom metodom, tako da je otvrdnjavanje uočeno tek pri 10 N (Sl. 7b).
Dijagrami tvrdoće poprečnog presjeka tragova trošenja visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika podvrgnutog obradi električnim pražnjenjem pri 3 N (a) i 10 N (b).
Ova studija pokazuje ponašanje pri habanju i mikrostrukturne karakteristike novog martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika tretiranog ELR-om.Ispitivanja suhog trošenja provedena su u klizanju pod različitim opterećenjima, a istrošeni uzorci ispitivani su elektronskom mikroskopijom, laserskim profilometrom i kartama tvrdoće poprečnih presjeka tragova trošenja.
Mikrostrukturna analiza otkrila je jednoliku raspodjelu karbida s visokim udjelom kroma (~18,2% karbida) i vanadija (~4,3% karbida) u matrici martenzita i zadržanog austenita s relativno visokom mikrotvrdoćom.Dominantni mehanizmi trošenja su trošenje i oksidacija pri niskim opterećenjima, dok trošenje od tri tijela uzrokovano istegnutim karbidima visokog V i oksidima labavog zrna također doprinosi trošenju pri sve većim opterećenjima.Stopa trošenja bolja je od L-PBF-a i konvencionalno obrađenih austenitnih nehrđajućih čelika, pa čak i slična onoj kod EBM strojno obrađenih alatnih čelika pri malim opterećenjima.Vrijednost CoF opada s povećanjem opterećenja zbog prijenosa materijala na suprotno tijelo.Koristeći metodu kartiranja tvrdoće poprečnog presjeka, zona plastične deformacije prikazana je ispod oznake trošenja.Moguće usitnjavanje zrna i fazni prijelazi u matrici mogu se dodatno istražiti pomoću difrakcije povratnog raspršenja elektrona kako bi se bolje razumjeli učinci otvrdnjavanja.Niska razlučivost mape mikrotvrdoće ne dopušta vizualizaciju tvrdoće zone trošenja pri niskim primijenjenim opterećenjima, tako da nanoutiskivanje može omogućiti promjene tvrdoće veće rezolucije korištenjem iste metode.
Ova studija po prvi put predstavlja sveobuhvatnu analizu otpornosti na trošenje i svojstava trenja novog martenzitnog nehrđajućeg čelika s visokim udjelom ugljika tretiranog ELR-om.Uzimajući u obzir slobodu geometrijskog dizajna AM-a i mogućnost smanjenja koraka strojne obrade s AM-om, ovo bi istraživanje moglo otvoriti put za proizvodnju ovog novog materijala i njegovu upotrebu u uređajima povezanim s habanjem od osovina do kalupa za brizganje plastike s kompliciranim kanalom za hlađenje.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, sv.255 (Američko društvo za aeronautiku i astronautiku, 2018.).
Bajaj, P. i sur.Čelik u aditivnoj proizvodnji: pregled njegove mikrostrukture i svojstava.alma mater.znanost.projekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. i Passeggio, F. Oštećenje habajuće površine EN 3358 zrakoplovnih komponenti od nehrđajućeg čelika tijekom klizanja.Bratstvo.ur.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. i sur.Aditivna proizvodnja metalnih komponenti – proces, struktura i izvedba.programiranje.alma mater.znanost.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. i Emmelmann S. Proizvodnja metalnih dodataka.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Standardna terminologija za tehnologiju aditivne proizvodnje.Brza proizvodnja.Docent.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. i sur.Mehanička i tribološka svojstva nehrđajućeg čelika 316L – usporedba selektivnog laserskog taljenja, vrućeg prešanja i konvencionalnog lijevanja.Dodaj u.proizvođač.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. i Pham, MS Doprinos mikrostrukture aditivno proizvedenom suhom kliznom mehanizmu trošenja i anizotropiji od nehrđajućeg čelika 316L.alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. i Tatlock GJ Mehanički odgovor i mehanizmi deformacije čeličnih konstrukcija očvrsnutih disperzijom željeznog oksida dobivenom selektivnim laserskim taljenjem.časopis.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI i Akhtar, F. Mehanička čvrstoća višeg reda nakon toplinske obrade SLM 2507 na sobnoj i povišenoj temperaturi, potpomognuta tvrdim/duktilnim sigma taloženjem.Metal (Basel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. i Li, S. Mikrostruktura, reakcija nakon zagrijavanja i tribološka svojstva 3D tiskanog nehrđajućeg čelika 17-4 PH.Nošenje 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. i Zhang, L. Ponašanje zgušnjavanja, evolucija mikrostrukture i mehanička svojstva kompozita od nehrđajućeg čelika TiC/AISI420 proizvedenih selektivnim laserskim taljenjem.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. i sur.Izrada i karakterizacija nehrđajućeg čelika AISI 420 korištenjem selektivnog laserskog taljenja.alma mater.proizvođač.postupak.30, 1283-1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. i Alrbey K. Karakteristike kliznog trošenja i korozijsko ponašanje selektivnog laserskog taljenja nehrđajućeg čelika 316L.J. Alma mater.projekt.izvršiti.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. i sur.Trenje i trošenje nehrđajućeg čelika s slojem praha pod uljnim podmazivanjem [J].Tribiol.interna 104, 183–190 (2016).