Tak fordi du besøgte Nature.com.Du bruger en browserversion med begrænset CSS-understøttelse.For den bedste oplevelse anbefaler vi, at du bruger en opdateret browser (eller deaktiverer kompatibilitetstilstand i Internet Explorer).For at sikre fortsat support viser vi desuden siden uden stilarter og JavaScript.
Sliders, der viser tre artikler pr. slide.Brug tilbage- og næste-knapperne til at flytte gennem diasene, eller dias-controllerknapperne i slutningen til at flytte gennem hvert dias.

ASTM A240 304 316 rustfrit stål medium tyk plade kan skæres og tilpasses Kina fabrikspris

Materialekvalitet: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Type: Ferritisk, Austenit, Martensit, Duplex
Teknologi: Koldvalset og varmvalset
Certificeringer: ISO9001, CE, SGS hvert år
Service: Tredjepartstest
Levering: indenfor 10-15 dage eller mængden taget i betragtning

Rustfrit stål er en jernlegering, der har et minimumsindhold af krom på 10,5 procent.Chromindholdet producerer en tynd chromoxidfilm på stålets overflade kaldet et passiveringslag.Dette lag forhindrer korrosion i at opstå på ståloverfladen;jo større mængden af ​​krom i stålet, jo større er korrosionsbestandigheden.

Stålet indeholder også varierede mængder af andre elementer såsom kulstof, silicium og mangan.Andre elementer kan tilføjes for at øge korrosionsbestandigheden (nikkel) og formbarheden (molybdæn).

Opførsel af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold (HCMSS) bestående af ca. 22,5 vol.% karbider med et højt indhold af chrom (Cr) og vanadium (V), blev fikseret ved elektronstrålesmeltning (EBM).Mikrostrukturen er sammensat af martensit- og resterende austenitfaser, submikron høj V og mikron høj Cr-carbider er jævnt fordelt, og hårdheden er relativt høj.CoF falder med ca. 14,1 % med stigende steady state belastning på grund af overførsel af materiale fra det slidte spor til det modsatte legeme.Sammenlignet med martensitisk værktøjsstål behandlet på samme måde, er slidhastigheden af ​​HCMSS næsten den samme ved lave påførte belastninger.Den dominerende slidmekanisme er fjernelse af stålmatrixen ved slid efterfulgt af oxidation af slidbanen, mens tre-komponent slibeslid opstår med stigende belastning.Områder med plastisk deformation under slidarret identificeret ved kortlægning af tværsnitshårdhed.Specifikke fænomener, der opstår efterhånden som slidforholdene øges, beskrives som karbidrevner, høj vanadiumcarbidrevne og matricerevner.Denne forskning kaster lys over slidegenskaberne ved HCMSS additiv fremstilling, som kan bane vejen for produktionen af ​​EBM-komponenter til slidanvendelser lige fra aksler til plastsprøjtestøbeforme.
Rustfrit stål (SS) er en alsidig familie af stål, der i vid udstrækning anvendes i rumfart, bilindustrien, fødevarer og mange andre applikationer på grund af deres høje korrosionsbestandighed og passende mekaniske egenskaber1,2,3.Deres høje korrosionsbestandighed skyldes det høje indhold af chrom (mere end 11,5 vægt-%) i HC, som bidrager til dannelsen af ​​en oxidfilm med et højt chromindhold på overfladen1.De fleste rustfri stålkvaliteter har dog et lavt kulstofindhold og har derfor begrænset hårdhed og slidstyrke, hvilket resulterer i reduceret levetid i slidrelaterede enheder såsom fly-landingskomponenter4.Normalt har de en lav hårdhed (i området fra 180 til 450 HV), kun nogle varmebehandlede martensitiske rustfrie stål har høj hårdhed (op til 700 HV) og højt kulstofindhold (op til 1,2 vægt%), hvilket kan bidrage til dannelse af martensit.1. Kort sagt sænker et højt kulstofindhold den martensitiske transformationstemperatur, hvilket muliggør dannelsen af ​​en fuldt martensitisk mikrostruktur og erhvervelsen af ​​en slidbestandig mikrostruktur ved høje afkølingshastigheder.Hårde faser (f.eks. karbider) kan tilføjes til stålmatrixen for yderligere at forbedre matricens slidstyrke.
Indførelsen af ​​additiv fremstilling (AM) kan producere nye materialer med ønsket sammensætning, mikrostrukturelle egenskaber og overlegne mekaniske egenskaber5,6.For eksempel involverer pulverbedsmeltning (PBF), en af ​​de mest kommercialiserede additive svejseprocesser, aflejring af prælegerede pulvere til at danne tætformede dele ved at smelte pulverne ved hjælp af varmekilder såsom lasere eller elektronstråler7.Adskillige undersøgelser har vist, at additivt bearbejdede rustfri ståldele kan udkonkurrere traditionelt fremstillede dele.For eksempel har austenitiske rustfrie stål, der udsættes for additiv bearbejdning, vist sig at have overlegne mekaniske egenskaber på grund af deres finere mikrostruktur (dvs. Hall-Petch-forhold)3,8,9.Varmebehandling af AM-behandlet ferritisk rustfrit stål producerer yderligere bundfald, der giver mekaniske egenskaber svarende til deres konventionelle modstykker3,10.Adopteret tofaset rustfrit stål med høj styrke og hårdhed, behandlet ved additiv bearbejdning, hvor forbedrede mekaniske egenskaber skyldes kromrige intermetalliske faser i mikrostrukturen11.Derudover kan forbedrede mekaniske egenskaber af additivhærdede martensitiske og PH rustfrie stål opnås ved at kontrollere tilbageholdt austenit i mikrostrukturen og optimere bearbejdning og varmebehandlingsparametre 3,12,13,14.
Til dato har de tribologiske egenskaber af AM austenitiske rustfrie stål fået mere opmærksomhed end andre rustfrie stål.Den tribologiske adfærd af lasersmeltning i et lag af pulver (L-PBF) behandlet med 316L blev undersøgt som en funktion af AM-behandlingsparametrene.Det har vist sig, at minimering af porøsitet ved at reducere scanningshastigheden eller øge lasereffekten kan forbedre slidstyrken15,16.Li et al.17 testede tørt glidende slid under forskellige parametre (belastning, frekvens og temperatur) og viste, at stuetemperaturslid er den vigtigste slidmekanisme, mens øget glidehastighed og temperatur fremmer oxidation.Det resulterende oxidlag sikrer lejets funktion, friktionen falder med stigende temperatur, og slidhastigheden stiger ved højere temperaturer.I andre undersøgelser forbedrede tilsætningen af ​​TiC18-, TiB219- og SiC20-partikler til en L-PBF-behandlet 316L-matrix slidstyrken ved at danne et tæt arbejdshærdet friktionslag med en stigning i volumenfraktionen af ​​hårde partikler.Et beskyttende oxidlag er også blevet observeret i L-PBF12 behandlet PH stål og SS11 duplex stål, hvilket indikerer, at begrænsning af tilbageholdt austenit ved eftervarmebehandling12 kan forbedre slidstyrken.Som opsummeret her er litteraturen hovedsageligt fokuseret på den tribologiske ydeevne af 316L SS-serien, mens der er få data om den tribologiske ydeevne af en serie af martensitisk additivt fremstillet rustfrit stål med et meget højere kulstofindhold.
Elektronstrålesmeltning (EBM) er en teknik svarende til L-PBF, der er i stand til at danne mikrostrukturer med ildfaste karbider såsom høje vanadium- og kromcarbider på grund af dens evne til at nå højere temperaturer og scanningshastigheder 21, 22. Eksisterende litteratur om EBM-behandling af rustfrit stål stål er hovedsageligt fokuseret på at bestemme de optimale ELM-behandlingsparametre for at opnå en mikrostruktur uden revner og porer og forbedre de mekaniske egenskaber23, 24, 25, 26, mens der arbejdes på de tribologiske egenskaber af EBM-behandlet rustfrit stål.Hidtil er slidmekanismen for martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med ELR blevet undersøgt under begrænsede forhold, og alvorlig plastisk deformation er blevet rapporteret at forekomme under slibende (sandpapirtest), tør og muddererosionsforhold27.
Denne undersøgelse undersøgte slidstyrken og friktionsegenskaberne af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med ELR under tørre glideforhold beskrevet nedenfor.For det første blev mikrostrukturelle træk karakteriseret ved hjælp af scanning elektronmikroskopi (SEM), energidispersiv røntgenspektroskopi (EDX), røntgendiffraktion og billedanalyse.Data opnået med disse metoder bruges derefter som grundlag for observationer af tribologisk adfærd gennem tørre frem- og tilbagegående tests under forskellige belastninger, og til sidst undersøges den slidte overflademorfologi ved hjælp af SEM-EDX og laserprofilometre.Slidhastigheden blev kvantificeret og sammenlignet med lignende behandlede martensitiske værktøjsstål.Dette blev gjort for at skabe grundlag for at sammenligne dette SS-system med mere almindeligt anvendte slidsystemer med samme type behandling.Til sidst vises et tværsnitskort over slidbanen ved hjælp af en hårdhedskortlægningsalgoritme, der afslører den plastiske deformation, der opstår under kontakt.Det skal bemærkes, at de tribologiske test for denne undersøgelse blev udført for bedre at forstå de tribologiske egenskaber af dette nye materiale og ikke for at simulere en specifik anvendelse.Denne undersøgelse bidrager til en bedre forståelse af de tribologiske egenskaber af et nyt additivt produceret martensitisk rustfrit stål til slidanvendelser, der kræver drift i barske miljøer.
Prøver af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold (HCMSS) behandlet med ELR under varemærket Vibenite® 350 blev udviklet og leveret af VBN Components AB, Sverige.Den nominelle kemiske sammensætning af prøven: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (vægt%).Først blev tørre glidende prøver (40 mm × 20 mm × 5 mm) fremstillet af de opnåede rektangulære prøver (42 mm × 22 mm × 7 mm) uden nogen post-termisk behandling ved brug af elektrisk udladningsbearbejdning (EDM).Derefter blev prøverne successivt malet med SiC sandpapir med en kornstørrelse på 240 til 2400 R for at opnå en overfladeruhed (Ra) på omkring 0,15 μm.Hertil kommer prøver af EBM-behandlet martensitisk værktøjsstål med højt kulstofindhold (HCMTS) med en nominel kemisk sammensætning på 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (vægt. %) (kommercielt kendt som Vibenite® 150) Også fremstillet på samme måde.HCMTS indeholder 8% karbider i volumen og bruges kun til at sammenligne data for HCMSS-slidhastighed.
Mikrostrukturel karakterisering af HCMSS blev udført ved hjælp af en SEM (FEI Quanta 250, USA) udstyret med en energidispersiv røntgen (EDX) XMax80-detektor fra Oxford Instruments.Tre tilfældige mikrofotografier indeholdende 3500 µm2 blev taget i tilbagespredt elektron (BSE) tilstand og derefter analyseret ved hjælp af billedanalyse (ImageJ®)28 for at bestemme arealfraktion (dvs. volumenfraktion), størrelse og form.På grund af den observerede karakteristiske morfologi blev arealfraktionen taget lig med volumenfraktionen.Derudover beregnes formfaktoren for karbider ved hjælp af formfaktorligningen (Shfa):
Her er Ai arealet af hårdmetal (µm2) og Pi er omkredsen af ​​karbiden (µm)29.For at identificere faserne blev pulverrøntgendiffraktion (XRD) udført ved hjælp af et røntgendiffraktometer (Bruker D8 Discover med en LynxEye 1D-strimmeldetektor) med Co-Kα-stråling (λ = 1,79026 Å).Scan prøven over 2θ-området fra 35° til 130° med en trinstørrelse på 0,02° og en trintid på 2 sekunder.XRD-dataene blev analyseret ved hjælp af softwaren Diffract.EVA, som opdaterede den krystallografiske database i 2021. Derudover blev en Vickers hårdhedstester (Struers Durascan 80, Østrig) brugt til at bestemme mikrohårdheden.I henhold til ASTM E384-17 30-standarden blev der lavet 30 print på metallografisk fremstillede prøver i intervaller på 0,35 mm i 10 s ved 5 kgf.Forfatterne har tidligere karakteriseret de mikrostrukturelle træk ved HCMTS31.
Et kuglepladetribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) blev brugt til at udføre tørre frem- og tilbagegående slidtests, hvis konfiguration er beskrevet andetsteds31.Testparametrene er som følger: i henhold til standard 32 ASTM G133-05, belastning 3 N, frekvens 1 Hz, slaglængde 3 mm, varighed 1 time.Aluminiumoxidkugler (Al2O3, nøjagtighedsklasse 28/ISO 3290) med en diameter på 10 mm med en makrohårdhed på omkring 1500 HV og en overfladeruhed (Ra) på omkring 0,05 µm, leveret af Redhill Precision, Tjekkiet, blev brugt som modvægte. .Balancering blev valgt for at forhindre virkningerne af oxidation, der kan opstå på grund af balancering, og for bedre at forstå slidmekanismerne for prøver under alvorlige slidforhold.Det skal bemærkes, at testparametrene er de samme som i Ref.8 for at sammenligne slidhastighedsdata med eksisterende undersøgelser.Derudover blev der udført en række frem- og tilbagegående test med en belastning på 10 N for at verificere den tribologiske ydeevne ved højere belastninger, mens andre testparametre forblev konstante.Indledende kontakttryk ifølge Hertz er 7,7 MPa og 11,5 MPa ved henholdsvis 3 N og 10 N.Under slidtesten blev friktionskraften registreret ved en frekvens på 45 Hz, og den gennemsnitlige friktionskoefficient (CoF) blev beregnet.For hver belastning blev der taget tre målinger under omgivende forhold.
Slidbanen blev undersøgt ved hjælp af SEM beskrevet ovenfor, og EMF-analysen blev udført ved hjælp af Aztec Acquisition slidoverfladeanalysesoftware.Den slidte overflade af den parrede terning blev undersøgt ved hjælp af et optisk mikroskop (Keyence VHX-5000, Japan).En berøringsfri laserprofiler (NanoFocus µScan, Tyskland) scannede slidmærket med en lodret opløsning på ±0,1 µm langs z-aksen og 5 µm langs x- og y-akserne.Slid-aroverfladeprofilkortet blev oprettet i Matlab® ved hjælp af x-, y- og z-koordinater opnået fra profilmålingerne.Flere lodrette slidbaneprofiler udtrukket fra overfladeprofilkortet anvendes til at beregne slidvolumentabet på slidbanen.Volumentabet blev beregnet som produktet af det gennemsnitlige tværsnitsareal af trådprofilen og længden af ​​slidbanen, og yderligere detaljer om denne metode er tidligere beskrevet af forfatterne33.Herfra opnås den specifikke slidhastighed (k) ud fra følgende formel:
Her er V volumentabet på grund af slid (mm3), W er den påførte belastning (N), L er glideafstanden (mm), og k er den specifikke slidhastighed (mm3/Nm)34.Friktionsdata og overfladeprofilkort for HCMTS er inkluderet i supplerende materiale (Supplerende Figur S1 og Figur S2) for at sammenligne HCMSS-slidhastigheder.
I denne undersøgelse blev et tværsnitshårdhedskort over slidbanen brugt til at demonstrere den plastiske deformationsadfærd (dvs. arbejdshærdning på grund af kontakttryk) af slidzonen.De polerede prøver blev skåret med et aluminiumoxidskærehjul på en skæremaskine (Struers Accutom-5, Østrig) og poleret med SiC sandpapirkvaliteter fra 240 til 4000 P langs prøvernes tykkelse.Mikrohårdhedsmåling ved 0,5 kgf 10 s og 0,1 mm afstand i overensstemmelse med ASTM E348-17.Udskrifterne blev placeret på et 1,26 × 0,3 mm2 rektangulært gitter ca. 60 µm under overfladen (figur 1), og derefter blev et hårdhedskort gengivet ved hjælp af tilpasset Matlab®-kode beskrevet andetsteds35.Desuden blev mikrostrukturen af ​​tværsnittet af slidzonen undersøgt ved brug af SEM.
Skematisk af slidmærket, der viser placeringen af ​​tværsnittet (a) og et optisk mikrofotografi af hårdhedskortet, der viser mærket identificeret i tværsnittet (b).
Mikrostrukturen af ​​HCMSS behandlet med ELP består af et homogent carbidnetværk omgivet af en matrix (fig. 2a, b).EDX-analyse viste, at de grå og mørke carbider var henholdsvis chrom- og vanadiumrige carbider (tabel 1).Beregnet ud fra billedanalyse estimeres volumenfraktionen af ​​karbider til at være ~22,5% (~18,2% høje chromcarbider og ~4,3% høje vanadiumcarbider).De gennemsnitlige kornstørrelser med standardafvigelser er 0,64 ± 0,2 µm og 1,84 ± 0,4 µm for henholdsvis V- og Cr-rige karbider (fig. 2c, d).Høj V-karbider har en tendens til at være rundere med en formfaktor (±SD) på omkring 0,88±0,03, fordi formfaktorværdier tæt på 1 svarer til runde karbider.I modsætning hertil er højchromcarbider ikke perfekt runde med en formfaktor på omkring 0,56 ± 0,01, hvilket kan skyldes agglomeration.Martensit (α, bcc) og tilbageholdt austenit (y', fcc) diffraktionstoppe blev detekteret på HCMSS røntgenmønsteret som vist i fig. 2e.Derudover viser røntgenmønsteret tilstedeværelsen af ​​sekundære karbider.Carbider med højt chromindhold er blevet identificeret som karbider af typen M3C2 og M23C6.Ifølge litteraturdataene blev 36,37,38 diffraktionstoppe af VC-carbider registreret ved ≈43° og 63°, hvilket tyder på, at VC-toppene var maskeret af M23C6-toppe af chromrige carbider (fig. 2e).
Mikrostruktur af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med EBL (a) ved lav forstørrelse og (b) ved høj forstørrelse, der viser chrom- og vanadiumrige karbider og en rustfri stålmatrix (elektrontilbagespredningstilstand).Søjlediagrammer, der viser kornstørrelsesfordelingen af ​​chromrige (c) og vanadiumrige (d) carbider.Røntgenmønsteret viser tilstedeværelsen af ​​martensit, tilbageholdt austenit og carbider i mikrostrukturen (d).
Den gennemsnitlige mikrohårdhed er 625,7 + 7,5 HV5, hvilket viser en relativt høj hårdhed sammenlignet med konventionelt forarbejdet martensitisk rustfrit stål (450 HV)1 uden varmebehandling.Nanoindentations-hårdheden af ​​høj-V-carbider og høj-Cr-carbider rapporteres til at være mellem henholdsvis 12 og 32,5 GPa39 og 13-22 GPa40.Den høje hårdhed af HCMSS behandlet med ELP skyldes således det høje kulstofindhold, som fremmer dannelsen af ​​et carbidnetværk.HSMSS behandlet med ELP viser således gode mikrostrukturelle egenskaber og hårdhed uden yderligere posttermisk behandling.
Kurver af den gennemsnitlige friktionskoefficient (CoF) for prøver ved 3 N og 10 N er vist i figur 3, området for minimum og maksimum friktionsværdier er markeret med gennemskinnelig skygge.Hver kurve viser en indkøringsfase og en stabil fase.Indkøringsfasen slutter ved 1,2 m med en CoF (±SD) på 0,41 ± 0,24,3 N og ved 3,7 m med en CoF på 0,71 ± 0,16,10 N, før den går i fasestabil tilstand, når friktionen stopper.ændrer sig ikke hurtigt.På grund af den lille kontaktflade og den grove indledende plastiske deformation steg friktionskraften hurtigt under indkøringsstadiet ved 3 N og 10 N, hvor der opstod en højere friktionskraft og en længere glideafstand ved 10 N, hvilket kan skyldes til, at Sammenlignet med 3 N er overfladeskader højere.For 3 N og 10 N er CoF-værdierne i den stationære fase henholdsvis 0,78 ± 0,05 og 0,67 ± 0,01.CoF er praktisk talt stabilt ved 10 N og stiger gradvist ved 3 N. I den begrænsede litteratur varierer CoF for L-PBF behandlet rustfrit stål sammenlignet med keramiske reaktionslegemer ved lave påførte belastninger fra 0,5 til 0,728, 20, 42, hvilket er i god overensstemmelse med målte CoF-værdier i denne undersøgelse.Faldet i CoF med stigende belastning i steady state (ca. 14,1%) kan tilskrives overfladenedbrydning, der forekommer ved grænsefladen mellem den slidte overflade og modstykket, hvilket vil blive yderligere diskuteret i næste afsnit gennem analysen af ​​overfladen af ​​overfladen. slidte prøver.
Friktionskoefficienter for VSMSS-prøver behandlet med ELP på glidebaner ved 3 N og 10 N, en stationær fase er markeret for hver kurve.
De specifikke slidhastigheder for HKMS (625,7 HV) er estimeret til 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm og 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm ved henholdsvis 3 N og 10 N (fig. 4).Slidhastigheden stiger således med stigende belastning, hvilket stemmer godt overens med eksisterende undersøgelser af austenit behandlet med L-PBF og PH SS17,43.Under de samme tribologiske forhold er slidhastigheden ved 3 N omkring en femtedel af den for austenitisk rustfrit stål behandlet med L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), som i det foregående tilfælde .8. Derudover var slidhastigheden for HCMSS ved 3 N signifikant lavere end konventionelt bearbejdet austenitisk rustfrit stål og især højere end stærkt isotrope pressede (k = 4,20 ± 0,3 × 10-5 mm3)./Nm, 176 HV) og støbt (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) henholdsvis bearbejdet austenitisk rustfrit stål, 8.Sammenlignet med disse undersøgelser i litteraturen tilskrives den forbedrede slidstyrke af HCMSS det høje kulstofindhold og det dannede carbidnetværk, hvilket resulterer i højere hårdhed end additivt bearbejdet austenitisk rustfrit stål, der konventionelt bearbejdes.For yderligere at studere slidhastigheden af ​​HCMSS-prøver blev en tilsvarende bearbejdet martensitisk værktøjsstålprøve (HCMTS) (med en hårdhed på 790 HV) testet under lignende forhold (3 N og 10 N) til sammenligning;Supplerende materiale er HCMTS Surface Profile Map (Supplerende figur S2).Slidhastigheden for HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) er næsten den samme som for HCMTS ved 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), hvilket indikerer fremragende slidstyrke .Disse karakteristika tilskrives hovedsageligt de mikrostrukturelle egenskaber ved HCMSS (dvs. højt carbidindhold, størrelse, form og fordeling af carbidpartikler i matrixen, som beskrevet i afsnit 3.1).Som tidligere rapporteret31,44 påvirker karbidindholdet bredden og dybden af ​​slidarret og mekanismen for mikroslibende slid.Imidlertid er karbidindholdet utilstrækkeligt til at beskytte matricen ved 10 N, hvilket resulterer i øget slid.I det følgende afsnit bruges slidoverflademorfologi og -topografi til at forklare de underliggende slid- og deformationsmekanismer, der påvirker slidhastigheden af ​​HCMSS.Ved 10 N er slidhastigheden for VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10-6 mm3/Nm) højere end for VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10-6 mm3/Nm).Tværtimod er disse slidhastigheder stadig ret høje: Under lignende testforhold er slidhastigheden af ​​belægninger baseret på krom og stellit lavere end for HCMSS45,46.På grund af den høje hårdhed af aluminiumoxidet (1500 HV) var tilslutningsslidhastigheden endelig ubetydelig, og der blev fundet tegn på materialeoverførsel fra prøven til aluminiumskuglerne.
Specifik slitage i ELR-bearbejdning af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold (HMCSS), ELR-bearbejdning af martensitisk værktøjsstål med højt kulstofindhold (HCMTS) og L-PBF, støbning og høj isotropisk presning (HIP) bearbejdning af austenitisk rustfrit stål (316LSS) ved forskellige anvendelser hastigheder belastes.Scatterplotten viser standardafvigelsen for målingerne.Data for austenitisk rustfrit stål er taget fra 8.
Mens hardfacings såsom krom og stellit kan give bedre slidstyrke end additivt bearbejdede legeringssystemer, kan additiv bearbejdning (1) forbedre mikrostrukturen, især for materialer med en bred vifte af densiteter.operationer på endedelen;og (3) skabelse af nye overfladetopologier såsom integrerede fluiddynamiske lejer.Derudover tilbyder AM geometrisk designfleksibilitet.Denne undersøgelse er særlig ny og vigtig, da det er afgørende at belyse slidegenskaberne for disse nyudviklede metallegeringer med EBM, for hvilke den nuværende litteratur er meget begrænset.
Morfologien af ​​den slidte overflade og morfologien af ​​de slidte prøver ved 3 N er vist i fig.5, hvor hovedslidmekanismen er slid efterfulgt af oxidation.Først deformeres stålsubstratet plastisk og fjernes derefter for at danne riller 1 til 3 µm dybe, som vist i overfladeprofilen (fig. 5a).På grund af friktionsvarmen, der genereres ved kontinuerlig glidning, forbliver det fjernede materiale ved grænsefladen af ​​det tribologiske system og danner et tribologisk lag bestående af små øer af høj jernoxid, der omgiver høje krom- og vanadiumcarbider (figur 5b og tabel 2).), som også blev rapporteret for austenitisk rustfrit stål behandlet med L-PBF15,17.På fig.5c viser intens oxidation, der forekommer i midten af ​​slidarret.Således lettes dannelsen af ​​friktionslaget ved ødelæggelsen af ​​friktionslaget (dvs. oxidlaget) (fig. 5f), eller fjernelse af materiale sker i svage områder i mikrostrukturen, hvorved fjernelsen af ​​materiale accelereres.I begge tilfælde fører ødelæggelsen af ​​friktionslaget til dannelsen af ​​slidprodukter ved grænsefladen, hvilket kan være årsagen til tendensen til en stigning i CoF i steady state 3N (fig. 3).Derudover er der tegn på tredelt slid forårsaget af oxider og løse slidpartikler på slidbanen, som i sidste ende fører til dannelse af mikroridser på underlaget (Fig. 5b, e)9,12,47.
Overfladeprofil (a) og mikrofotografier (b–f) af slidoverflademorfologien af ​​martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med ELP ved 3 N, tværsnit af slidmærket i BSE-tilstand (d) og optisk mikroskopi af sliddet overflade ved 3 N (g) aluminiumoxidkugler.
Slipbånd dannet på stålunderlaget, hvilket indikerer plastisk deformation på grund af slid (fig. 5e).Lignende resultater blev også opnået i en undersøgelse af slidadfærden af ​​SS47 austenitisk stål behandlet med L-PBF.Reorienteringen af ​​vanadiumrige karbider indikerer også plastisk deformation af stålmatrixen under glidning (fig. 5e).Mikrofotografier af tværsnittet af slidmærket viser tilstedeværelsen af ​​små runde gruber omgivet af mikrorevner (fig. 5d), som kan skyldes for stor plastisk deformation nær overfladen.Materialeoverførslen til aluminiumoxidkuglerne var begrænset, mens kuglerne forblev intakte (fig. 5g).
Bredden og dybden af ​​slid af prøverne steg med stigende belastning (ved 10 N), som vist på overfladetopografikortet (fig. 6a).Slid og oxidation er stadig de dominerende slidmekanismer, og en stigning i antallet af mikroridser på slidbanen indikerer, at der også forekommer tredelt slid ved 10 N (fig. 6b).EDX-analyse viste dannelsen af ​​jernrige oxidøer.Al-toppene i spektrene bekræftede, at overførslen af ​​stoffet fra modparten til prøven skete ved 10 N (fig. 6c og tabel 3), mens den ikke blev observeret ved 3 N (tabel 2).Tre-kropsslid er forårsaget af slidpartikler fra oxidøer og analoger, hvor detaljeret EDX-analyse afslørede materialeoverførsel fra analoger (Supplerende figur S3 og tabel S1).Udviklingen af ​​oxidøer er forbundet med dybe gruber, som også observeres i 3N (fig. 5).Revner og fragmentering af karbider forekommer hovedsageligt i karbider rige på 10 N Cr (fig. 6e, f).Desuden flager høj V-karbider og slider den omgivende matrix, hvilket igen forårsager tredelt slid.En pit, der i størrelse og form lignede den høje V-karbid (fremhævet i rød cirkel) dukkede også op i sporets tværsnit (fig. 6d) (se carbidstørrelse og -formanalyse. 3.1), hvilket indikerer, at det høje V carbid V kan flage af matrixen ved 10 N. Den runde form af høj V-carbider bidrager til trækkeeffekten, mens agglomererede høj Cr-carbider er tilbøjelige til at revne (fig. 6e, f).Denne fejladfærd indikerer, at matrixen har overskredet sin evne til at modstå plastisk deformation, og at mikrostrukturen ikke giver tilstrækkelig slagstyrke ved 10 N. Lodret revnedannelse under overfladen (fig. 6d) indikerer intensiteten af ​​plastisk deformation, der opstår under glidning.Efterhånden som belastningen øges, sker der en overførsel af materiale fra den slidte bane til aluminakuglen (fig. 6g), som kan være stabil ved 10 N. Hovedårsagen til faldet i CoF-værdier (fig. 3).
Overfladeprofil (a) og mikrofotografier (b–f) af slidt overfladetopografi (b–f) af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med EBA ved 10 N, slidspors tværsnit i BSE-tilstand (d) og optisk mikroskopoverflade af aluminiumoxidkugle ved 10 N (g).
Under glidende slid udsættes overfladen for antistof-inducerede tryk- og forskydningsspændinger, hvilket resulterer i betydelig plastisk deformation under den slidte overflade34,48,49.Derfor kan arbejdshærdning forekomme under overfladen på grund af plastisk deformation, hvilket påvirker slid- og deformationsmekanismerne, der bestemmer et materiales slidadfærd.Derfor blev tværsnitshårdhedskortlægning (som beskrevet i afsnit 2.4) udført i denne undersøgelse for at bestemme udviklingen af ​​en plastisk deformationszone (PDZ) under slidbanen som funktion af belastning.Da der, som nævnt i de foregående afsnit, blev observeret tydelige tegn på plastisk deformation under slidsporet (fig. 5d, 6d), især ved 10 N.
På fig.Figur 7 viser tværsnitshårdhedsdiagrammer af slidmærker af HCMSS behandlet med ELP ved 3 N og 10 N. Det er værd at bemærke, at disse hårdhedsværdier blev brugt som et indeks til at evaluere effekten af ​​arbejdshærdning.Ændringen i hårdhed under slidmærket er fra 667 til 672 HV ved 3 N (fig. 7a), hvilket indikerer, at arbejdshærdningen er ubetydelig.På grund af mikrohårdhedskortets lave opløsning (dvs. afstanden mellem mærkerne) kunne den anvendte hårdhedsmålingsmetode formodentlig ikke detektere ændringer i hårdhed.Tværtimod blev PDZ-zoner med hårdhedsværdier fra 677 til 686 HV med en maksimal dybde på 118 µm og en længde på 488 µm observeret ved 10 N (fig. 7b), hvilket korrelerer med bredden af ​​slidbanen ( Fig. 6a)).Lignende data om PDZ størrelsesvariation med belastning blev fundet i en slidundersøgelse på SS47 behandlet med L-PBF.Resultaterne viser, at tilstedeværelsen af ​​tilbageholdt austenit påvirker duktiliteten af ​​additivt fremstillede stål 3, 12, 50, og tilbageholdt austenit omdannes til martensit under plastisk deformation (plastisk effekt af fasetransformation), hvilket forbedrer stålets arbejdshærdning.stål 51. Da VCMSS-prøven indeholdt tilbageholdt austenit i overensstemmelse med det tidligere diskuterede røntgendiffraktionsmønster (fig. 2e), blev det foreslået, at tilbageholdt austenit i mikrostrukturen kunne omdannes til martensit under kontakt og derved øge hårdheden af ​​PDZ ( fig. 7b).Derudover indikerer dannelsen af ​​glid, der forekommer på slidbanen (fig. 5e, 6f), også plastisk deformation forårsaget af dislokationsglidning under påvirkning af forskydningsspænding ved glidende kontakt.Imidlertid var forskydningsspændingen induceret ved 3 N utilstrækkelig til at producere en høj dislokationstæthed eller transformationen af ​​tilbageholdt austenit til martensit observeret ved den anvendte metode, så arbejdshærdning blev kun observeret ved 10 N (fig. 7b).
Tværsnitshårdhedsdiagrammer af slidspor af martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold underkastet elektrisk afladningsbearbejdning ved 3 N (a) og 10 N (b).
Denne undersøgelse viser slidadfærden og mikrostrukturelle egenskaber af et nyt martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med ELR.Der blev udført tørre slidtests i glidning under forskellige belastninger, og slidte prøver blev undersøgt ved hjælp af elektronmikroskopi, laserprofilometer og hårdhedskort af tværsnit af slidspor.
Mikrostrukturanalyse afslørede en ensartet fordeling af carbider med et højt indhold af chrom (~18,2% karbider) og vanadium (~4,3% karbider) i en matrix af martensit og tilbageholdt austenit med relativt høj mikrohårdhed.De dominerende slidmekanismer er slid og oxidation ved lave belastninger, mens trelegemeslid på grund af strakte høj-V-karbider og løskornede oxider også bidrager til slid ved stigende belastninger.Slidhastigheden er bedre end L-PBF og konventionelt bearbejdet austenitisk rustfrit stål, og ligner endda det for EBM bearbejdede værktøjsstål ved lav belastning.CoF-værdien falder med stigende belastning på grund af overførsel af materiale til det modsatte legeme.Ved brug af tværsnitshårdhedskortlægningsmetoden vises plastisk deformationszone under slidmærket.Mulig kornforfining og faseovergange i matrixen kan undersøges yderligere ved hjælp af elektron backscatter diffraktion for bedre at forstå virkningerne af arbejdshærdning.Den lave opløsning af mikrohårdhedskortet tillader ikke visualisering af slidzonehårdhed ved lave påførte belastninger, så nanoindentation kan give højere opløsningshårdhedsændringer ved brug af samme metode.
Denne undersøgelse præsenterer for første gang en omfattende analyse af slidstyrken og friktionsegenskaberne af et nyt martensitisk rustfrit stål med højt kulstofindhold behandlet med ELR.I betragtning af den geometriske designfrihed ved AM og muligheden for at reducere bearbejdningstrin med AM, kan denne forskning bane vejen for produktionen af ​​dette nye materiale og dets anvendelse i slidrelaterede enheder fra aksler til plastsprøjtestøbeforme med kompliceret kølekanal.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. et al.Stål i additiv fremstilling: en gennemgang af dets mikrostruktur og egenskaber.Alma Mater.videnskaben.projekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. og Passeggio, F. Skader på slidoverfladen på EN 3358 rustfrit stål-luftfartskomponenter under glidning.Broderskab.Ed.Integra Strut.23, 127-135 (2012).
Debroy, T. et al.Additiv fremstilling af metalkomponenter – proces, struktur og ydeevne.programmering.Alma Mater.videnskaben.92, 112-224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. og Emmelmann S. Produktion af metaladditiver.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Standardterminologi for additiv fremstillingsteknologi.Hurtig produktion.Assisterende professor.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Mekaniske og tribologiske egenskaber af 316L rustfrit stål – sammenligning af selektiv lasersmeltning, varmpresning og konventionel støbning.Tilføj til.fabrikant.16, 81-89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. og Pham, MS Mikrostrukturbidrag til additivt fremstillet 316L rustfrit stål tørt glidende slidmekanismer og anisotropi.Alma Mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. og Tatlock GJ Mekanisk respons og mekanismer for deformation af stålkonstruktioner hærdet med jernoxiddispersion opnået ved selektiv lasersmeltning.magasin.87, 201-215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI og Akhtar, F. Højere ordens mekanisk styrke efter varmebehandling af SLM 2507 ved stuetemperatur og forhøjede temperaturer, hjulpet af hård/duktil sigma-udfældning.Metal (Basel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., og Li, S. Mikrostruktur, eftervarmereaktion og tribologiske egenskaber af 3D-printet 17-4 PH rustfrit stål.Iført 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. og Zhang, L. Fortætningsadfærd, mikrostrukturudvikling og mekaniske egenskaber af TiC/AISI420 rustfri stålkompositter fremstillet ved selektiv lasersmeltning.Alma Mater.dec.187, 1-13 (2020).
Zhao X. et al.Fremstilling og karakterisering af AISI 420 rustfrit stål ved hjælp af selektiv lasersmeltning.Alma Mater.fabrikant.behandle.30, 1283-1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. og Alrbey K. Glidende slidegenskaber og korrosionsadfærd ved selektiv lasersmeltning af 316L rustfrit stål.J. Alma mater.projekt.udføre.23, 518-526 (2013).
Shibata, K. et al.Friktion og slitage af pulverbelagt rustfrit stål under oliesmøring [J].Tribiol.intern 104, 183-190 (2016).