Hvala vam što ste posjetili Nature.com.Koristite verziju pretraživača sa ograničenom podrškom za CSS.Za najbolje iskustvo, preporučujemo da koristite ažurirani pretraživač (ili onemogućite način kompatibilnosti u Internet Exploreru).Osim toga, kako bismo osigurali stalnu podršku, prikazujemo stranicu bez stilova i JavaScripta.
Klizači koji prikazuju tri članka po slajdu.Koristite dugmad za nazad i sledeće da se krećete kroz slajdove ili dugmad kontrolora slajdova na kraju za kretanje kroz svaki slajd.

ASTM A240 304 316 nehrđajući čelik srednje debela ploča može se rezati i prilagoditi Kina tvornička cijena

Kvalitet materijala: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tip: ferit, austenit, martenzit, dupleks
Tehnologija: hladno valjani i toplo valjani
Certifikati: ISO9001, CE, SGS svake godine
Usluga: Testiranje treće strane
Isporuka: u roku od 10-15 dana ili s obzirom na količinu

Nehrđajući čelik je legura željeza koja ima minimalni sadržaj hroma od 10,5 posto.Sadržaj hroma stvara tanak film krom oksida na površini čelika koji se naziva pasivacijski sloj.Ovaj sloj sprječava pojavu korozije na površini čelika;što je veća količina hroma 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 kako bi se povećala otpornost na koroziju (nikl) i sposobnost oblikovanja (molibden).

Ponašanje visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika (HCMSS) koji se sastoji od približno 22,5 vol.% karbida sa visokim sadržajem hroma (Cr) i vanadija (V), fiksiran je topljenjem elektronskim snopom (EBM).Mikrostruktura je sastavljena od martenzitnih i rezidualnih austenitnih faza, submikronski visoki V i mikronski visoki karbidi su ravnomjerno raspoređeni, a tvrdoća je relativno visoka.CoF se smanjuje za približno 14,1% s povećanjem opterećenja u stacionarnom stanju zbog prijenosa materijala sa istrošene staze na suprotno tijelo.U poređenju sa martenzitnim alatnim čelicima tretiranim na isti način, stopa habanja HCMSS-a je skoro ista pri niskim primenjenim opterećenjima.Dominantni mehanizam habanja je uklanjanje čelične matrice abrazijom praćeno oksidacijom traga habanja, dok trokomponentno abrazivno habanje nastaje sa povećanjem opterećenja.Područja plastične deformacije ispod ožiljka trošenja identificirana mapiranjem tvrdoće poprečnog presjeka.Specifični fenomeni koji se javljaju kako se uvjeti habanja povećavaju su opisani kao pucanje karbida, visoko cijepanje vanadij karbida i pucanje u kalupu.Ovo istraživanje baca svjetlo na karakteristike habanja u proizvodnji aditiva HCMSS, što bi moglo utrti put za proizvodnju EBM komponenti za primjene habanja u rasponu od osovina do kalupa za brizganje plastike.
Nehrđajući čelik (SS) je svestrana porodica čelika koja se široko koristi u svemirskoj, automobilskoj, prehrambenoj i mnogim drugim aplikacijama zbog svoje visoke otpornosti na koroziju i odgovarajućih mehaničkih svojstava1,2,3.Njihova visoka otpornost na koroziju posljedica je visokog sadržaja hroma (više od 11,5 tež. %) u HC, što doprinosi stvaranju oksidnog filma s visokim sadržajem kroma na površini1.Međutim, većina vrsta nehrđajućeg čelika ima nizak sadržaj ugljika i stoga imaju ograničenu tvrdoću i otpornost na habanje, što rezultira smanjenim vijekom trajanja u uređajima povezanim s habanjem, kao što su komponente za slijetanje u svemiru4.Obično imaju nisku tvrdoću (u rasponu od 180 do 450 HV), samo neki termički obrađeni martenzitni nehrđajući čelici imaju visoku tvrdoću (do 700 HV) i visok sadržaj ugljika (do 1,2 wt%), što može doprinijeti formiranje martenzita.1. Ukratko, visok sadržaj ugljika snižava temperaturu martenzitne transformacije, omogućavajući formiranje potpuno martenzitne mikrostrukture i sticanje mikrostrukture otporne na habanje pri visokim stopama hlađenja.Čvrste faze (npr. karbidi) se mogu dodati čeličnoj matrici kako bi se dodatno poboljšala otpornost matrice na habanje.
Uvođenje aditivne proizvodnje (AM) može proizvesti nove materijale sa željenim sastavom, mikrostrukturnim karakteristikama i superiornim mehaničkim svojstvima5,6.Na primjer, topljenje u sloju praha (PBF), jedan od najkomercijalnijih procesa aditivnog zavarivanja, uključuje taloženje prethodno legiranih prahova kako bi se formirali usko oblikovani dijelovi topljenjem praha pomoću izvora topline kao što su laseri ili elektronski snopovi7.Nekoliko studija je 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 superiorna mehanička svojstva zbog svoje finije mikrostrukture (tj. Hall-Petch odnosi)3,8,9.Termička obrada feritnog nerđajućeg čelika obrađenog AM-om proizvodi dodatne taloge koji pružaju mehanička svojstva slična njihovim konvencionalnim kolegama3,10.Usvojen dvofazni nerđajući čelik visoke čvrstoće i tvrdoće, obrađen aditivnom obradom, pri čemu su poboljšana mehanička svojstva zahvaljujući intermetalnim fazama bogatim hromom u mikrostrukturi11.Osim toga, poboljšana mehanička svojstva aditivno kaljenog martenzitnog i PH nehrđajućeg čelika mogu se postići kontrolom zadržanog austenita u mikrostrukturi i optimizacijom parametara obrade i toplinske obrade 3,12,13,14.
Do danas, tribološkim svojstvima AM austenitnih nerđajućih čelika posvećeno je više pažnje od drugih nerđajućih čelika.Proučavano je tribološko ponašanje laserskog topljenja u sloju praha (L-PBF) tretiranom sa 316L u funkciji parametara obrade AM.Pokazalo se da minimiziranje poroznosti smanjenjem brzine skeniranja ili povećanjem snage lasera može poboljšati otpornost na habanje15,16.Li et al.17 testirali su habanje na suho klizanje pod različitim parametrima (opterećenje, frekvencija i temperatura) i pokazali da je habanje na sobnoj temperaturi glavni mehanizam habanja, dok povećanje brzine klizanja i temperature potiče oksidaciju.Nastali oksidni sloj osigurava rad ležaja, trenje se smanjuje s povećanjem temperature, a stopa habanja se povećava na višim temperaturama.U drugim studijama, dodavanje čestica TiC18, TiB219 i SiC20 na 316L matricu tretiranu L-PBF poboljšalo je otpornost na habanje formiranjem gustog sloja trenja očvršćenog radom uz povećanje volumnog udjela tvrdih čestica.Zaštitni oksidni sloj je također uočen u L-PBF12 tretiranom PH čeliku i SS11 dupleks čeliku, što ukazuje da ograničavanje zadržanog austenita naknadnom toplinskom obradom12 može poboljšati otpornost na habanje.Kao što je ovdje sažeto, literatura je uglavnom fokusirana na tribološke performanse serije 316L SS, dok postoji malo podataka o tribološkim performansama serije martenzitnih aditiva proizvedenih nehrđajućih čelika s mnogo većim sadržajem ugljika.
Electron Beam Melting (EBM) je tehnika slična L-PBF-u sposobna za formiranje mikrostruktura sa vatrostalnim karbidima kao što su visoki karbidi vanadijuma i hroma zbog svoje sposobnosti da postigne veće temperature i brzine skeniranja 21, 22. Postojeća literatura o EBM obradi nerđajućeg čelika čelika je uglavnom fokusiran na određivanje optimalnih parametara obrade ELM za dobijanje mikrostrukture bez pukotina i pora i poboljšanje mehaničkih svojstava23, 24, 25, 26, dok se radi na tribološkim svojstvima nerđajućeg čelika tretiranog EBM.Do sada je mehanizam trošenja visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog ELR-om proučavan u ograničenim uvjetima, a prijavljeno je da se ozbiljne plastične deformacije javljaju pod abrazivnim (test brusnim papirom), suhim i uvjetima erozije blatom27.
Ova studija je istraživala otpornost na habanje i svojstva trenja visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog ELR-om u uvjetima suhog klizanja opisanim u nastavku.Prvo, mikrostrukturne karakteristike su okarakterisane pomoću skenirajuće elektronske mikroskopije (SEM), energetski disperzivne rendgenske spektroskopije (EDX), difrakcije rendgenskih zraka i analize slike.Podaci dobiveni ovim metodama se zatim koriste kao osnova za promatranje tribološkog ponašanja kroz suhe klipne testove pod različitim opterećenjima, a na kraju se ispituje morfologija istrošene površine pomoću SEM-EDX i laserskih profilometara.Brzina trošenja je kvantificirana i uspoređena sa slično obrađenim martenzitnim alatnim čelicima.Ovo je učinjeno kako bi se stvorila osnova za poređenje ovog SS sistema sa češće korišćenim habajućim sistemima sa istom vrstom obrade.Konačno, prikazana je karta poprečnog presjeka puta habanja pomoću algoritma za mapiranje tvrdoće koji otkriva plastičnu deformaciju koja se javlja tijekom kontakta.Treba napomenuti da su tribološka ispitivanja za ovu studiju provedena kako bi se bolje razumjela tribološka svojstva ovog novog materijala, a ne da bi se simulirala specifična primjena.Ova studija doprinosi boljem razumijevanju triboloških svojstava novog aditivno proizvedenog martenzitnog nehrđajućeg čelika za primjene na habanje koje zahtijevaju rad u teškim okruženjima.
Uzorke visokougljičnog martenzitnog nerđajućeg čelika (HCMSS) tretiranog ELR-om pod brendom Vibenite® 350 razvilo je i isporučilo VBN Components AB, Švedska.Nominalni hemijski sastav uzorka: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (tež.%).Najprije su izrađeni suhi klizni uzorci (40 mm × 20 mm × 5 mm) od dobivenih pravokutnih uzoraka (42 mm × 22 mm × 7 mm) bez naknadne termičke obrade primjenom električnog pražnjenja (EDM).Zatim su uzorci sukcesivno brušeni SiC brusnim papirom veličine zrna od 240 do 2400 R da bi se dobila hrapavost površine (Ra) od oko 0,15 μm.Osim toga, uzorci visokougljičnog martenzitnog alatnog čelika (HCMTS) tretiranog EBM sa nominalnim hemijskim 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) Takođe pripremljen na isti način.HCMTS sadrži 8% karbida po zapremini i koristi se samo za poređenje podataka o stopi habanja HCMSS.
Mikrostrukturna karakterizacija HCMSS-a izvršena je korišćenjem SEM (FEI Quanta 250, SAD) opremljenog detektorom XMax80 XMax80 sa disperzijom energije disperzije energije iz Oxford Instruments.Tri nasumične fotomikrografije koje sadrže 3500 µm2 snimljene su u režimu povratno raspršenih elektrona (BSE), a zatim analizirane pomoću analize slike (ImageJ®)28 da bi se odredio udio površine (tj. zapreminski udio), veličina i oblik.Zbog uočene karakteristične morfologije, udio površine uzet je jednak volumnom udjelu.Osim toga, faktor oblika karbida se izračunava pomoću jednadžbe faktora oblika (Shfa):
Ovdje je Ai površina karbida (µm2), a Pi je perimetar karbida (µm)29.Za identifikaciju faza, urađena je difrakcija rendgenskih zraka na prahu (XRD) pomoću rendgenskog difraktometra (Bruker D8 Discover sa LynxEye 1D trakastim detektorom) sa Co-Kα zračenjem (λ = 1,79026 Å).Skenirajte uzorak u opsegu 2θ od 35° do 130° sa 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. Uz to, za određivanje mikrotvrdoće korišten je Vickers tester tvrdoće (Struers Durascan 80, Austrija).Prema standardu ASTM E384-17 30, napravljeno je 30 otisaka na metalografski pripremljenim uzorcima u koracima od 0,35 mm u trajanju od 10 s pri 5 kgf.Autori su prethodno okarakterisali mikrostrukturne karakteristike HCMTS31.
Tribometar sa kugličnim pločama (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, SAD) korišten je za izvođenje suhih klipnih testova habanja, čija je konfiguracija detaljno opisana na drugom mjestu31.Parametri ispitivanja su sljedeći: prema standardu 32 ASTM G133-05, opterećenje 3 N, frekvencija 1 Hz, hod 3 mm, trajanje 1 sat.Kao protivutezi korištene su kuglice od aluminijum oksida (Al2O3, klasa tačnosti 28/ISO 3290) prečnika 10 mm, makrotvrdoće od oko 1500 HV i hrapavosti površine (Ra) od oko 0,05 µm, koje je obezbedila kompanija Redhill Precision, Češka Republika. .Balansiranje je odabrano kako bi se spriječili efekti oksidacije do kojih može doći zbog balansiranja i kako bi se bolje razumjeli mehanizmi trošenja uzoraka u teškim uvjetima habanja.Treba napomenuti da su parametri ispitivanja isti kao u Ref.8 kako bi se uporedili podaci o stopi trošenja s postojećim studijama.Osim toga, provedena je serija klipnih ispitivanja s opterećenjem od 10 N kako bi se provjerile tribološke performanse pri većim opterećenjima, dok su ostali parametri ispitivanja ostali konstantni.Početni kontaktni pritisci prema Hercu su 7,7 MPa i 11,5 MPa pri 3 N i 10 N, respektivno.Tijekom ispitivanja habanja zabilježena je sila trenja na frekvenciji od 45 Hz i izračunat je prosječni koeficijent trenja (CoF).Za svako opterećenje obavljena su tri mjerenja u ambijentalnim uslovima.
Putanja habanja je ispitana korištenjem gore opisanog SEM-a, a EMF analiza je izvršena korištenjem softvera za analizu površine trošenja Aztec Acquisition.Istrošena površina uparene kocke je ispitana optičkim mikroskopom (Keyence VHX-5000, Japan).Beskontaktni laserski profilator (NanoFocus µScan, Njemačka) skenirao je oznaku istrošenosti sa vertikalnom rezolucijom od ±0,1 µm duž ose z i 5 µm duž x i y ose.Mapa profila površine ožiljaka napravljena je u Matlab®-u koristeći koordinate x, y, z dobivene iz mjerenja profila.Nekoliko vertikalnih profila puta habanja izdvojenih iz mape površinskog profila koristi se za izračunavanje gubitka zapremine habanja na putu habanja.Gubitak volumena izračunat je kao umnožak srednje površine poprečnog presjeka profila žice i dužine traga habanja, a dodatne detalje ove metode autori su prethodno opisali33.Odavde se specifična stopa habanja (k) dobiva iz sljedeće formule:
Ovdje je V gubitak volumena uslijed habanja (mm3), W je primijenjeno opterećenje (N), L je klizna udaljenost (mm), a k je specifična stopa habanja (mm3/Nm)34.Podaci o trenju i mape površinskog profila za HCMTS uključeni su u dodatni materijal (dodatna slika S1 i slika S2) za upoređivanje stopa habanja HCMSS-a.
U ovoj studiji korištena je karta tvrdoće poprečnog presjeka puta habanja da se pokaže ponašanje plastične deformacije (tj. radno otvrdnjavanje uslijed kontaktnog pritiska) zone trošenja.Polirani uzorci su rezani aluminij oksidnim reznim točkom na mašini za sečenje (Struers Accutom-5, Austrija) i polirani SiC brusnim papirom od 240 do 4000 P po debljini uzoraka.Merenje mikrotvrdoće na 0,5 kgf 10 s i 0,1 mm udaljenosti u skladu sa ASTM E348-17.Otisci su postavljeni na pravougaonu mrežu veličine 1,26 × 0,3 mm2 približno 60 µm ispod površine (Slika 1), a zatim je prikazana mapa tvrdoće korištenjem prilagođenog Matlab® koda opisanog na drugom mjestu35.Osim toga, mikrostruktura poprečnog presjeka zone trošenja ispitana je pomoću SEM.
Shema oznake istrošenosti koja pokazuje lokaciju poprečnog presjeka (a) i optički mikrograf karte tvrdoće koja pokazuje 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 je pokazala da su sivi i tamni karbidi karbidi bogati hromom i vanadijem (tablica 1).Izračunato analizom slike, zapreminski udio karbida procjenjuje se na ~22,5% (~18,2% visoko hrom karbida i ~4,3% visoko vanadijum karbida).Prosječna veličina zrna sa standardnim odstupanjima je 0,64 ± 0,2 µm i 1,84 ± 0,4 µm za V i Cr bogate karbide, respektivno (sl. 2c, d).Karbidi visokog V imaju tendenciju da budu okrugliji sa faktorom oblika (±SD) od oko 0,88±0,03 jer vrijednosti faktora oblika bliske 1 odgovaraju okruglim karbidima.Nasuprot tome, karbidi sa visokim sadržajem hroma nisu savršeno okrugli, sa faktorom oblika od oko 0,56 ± 0,01, što može biti posledica aglomeracije.Difrakcijski pikovi martenzita (α, bcc) i zadržanog austenita (γ', fcc) detektovani su na HCMSS rendgenskom uzorku kao što je prikazano na slici 2e.Osim toga, rendgenski uzorak pokazuje prisustvo sekundarnih karbida.Karbidi sa visokim sadržajem hroma identifikovani su kao karbidi tipa M3C2 i M23C6.Prema literaturnim podacima,36,37,38 difrakcijski pikovi VC karbida zabilježeni su na ≈43° i 63°, što sugerira da su VC vrhovi maskirani vrhovima M23C6 karbida bogatih kromom (slika 2e).
Mikrostruktura visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog EBL-om (a) pri malom povećanju i (b) pri velikom povećanju, prikazuje karbide bogate hromom i vanadijem i matricu od nehrđajućeg čelika (režim povratnog raspršenja elektrona).Stupasti grafikoni koji pokazuju distribuciju veličine zrna karbida bogatih hromom (c) i vanadijumom (d).Rendgenski uzorak pokazuje prisustvo martenzita, zadržanog austenita i karbida u mikrostrukturi (d).
Prosječna mikrotvrdoća je 625,7 + 7,5 HV5, što pokazuje relativno visoku tvrdoću u poređenju sa konvencionalno obrađenim martenzitnim nerđajućim čelikom (450 HV)1 bez termičke obrade.Tvrdoća nanoindentiranja visokih V karbida i visokih Cr karbida je između 12 i 32,5 GPa39 i 13-22 GPa40, respektivno.Stoga je visoka tvrdoća HCMSS-a tretiranog ELP-om posljedica visokog sadržaja ugljika, koji potiče stvaranje karbidne mreže.Dakle, HSMSS tretiran ELP pokazuje dobre mikrostrukturne karakteristike i tvrdoću bez ikakve dodatne posttermalne obrade.
Krivulje srednjeg 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 nijansama.Svaka kriva prikazuje fazu uhodavanja i fazu stacionarnog stanja.Faza uhodavanja završava na 1,2 m sa CoF (±SD) od 0,41 ± 0,24,3 N i na 3,7 m sa CoF od 0,71 ± 0,16,10 N, prije ulaska u fazno stabilno stanje kada trenje prestane.ne menja se brzo.Zbog male dodirne površine i grube početne plastične deformacije, sila trenja se brzo povećavala tokom faze uhodavanja pri 3 N i 10 N, gdje se pri 10 N javlja veća sila trenja i duži razmak klizanja, što može biti posljedica na činjenicu da je u poređenju sa 3 N, površinska oštećenja veća.Za 3 N i 10 N, vrijednosti CoF u stacionarnoj fazi su 0,78 ± 0,05 i 0,67 ± 0,01, respektivno.CoF je praktički stabilan pri 10 N i postepeno raste pri 3 N. U ograničenoj literaturi, CoF nehrđajućeg čelika tretiranog L-PBF u poređenju s keramičkim reakcionim tijelima pri niskim primijenjenim opterećenjima kreće se od 0,5 do 0,728, 20, 42, što je u dobra saglasnost sa izmerenim vrednostima CoF u ovoj studiji.Smanjenje CoF sa povećanjem opterećenja u ustaljenom stanju (oko 14,1%) može se pripisati degradaciji površine koja se javlja na granici između istrošene površine i parnjaka, o čemu će se dalje govoriti u sljedećem odjeljku kroz analizu površine površine. istrošeni uzorci.
Koeficijenti trenja VSMSS uzoraka tretiranih ELP na kliznim stazama pri 3 N i 10 N, za svaku krivu je označena stacionarna faza.
Specifične stope habanja HKMS (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 i 10 N, respektivno (sl. 4).Dakle, stopa habanja raste s povećanjem opterećenja, što je u dobrom skladu s postojećim studijama na austenitu tretiranom L-PBF i PH SS17,43.Pod istim tribološkim uslovima, stopa habanja pri 3 N je oko jedne petine od one za austenitni nerđajući čelik tretiran L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), kao u prethodnom slučaju .8. Osim toga, stopa trošenja HCMSS-a na 3 N bila je značajno niža od konvencionalno obrađenih austenitnih nehrđajućih čelika, a posebno veća od visoko izotropno presovanih (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) i livenog (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) mašinski obrađenog austenitnog nerđajućeg čelika, 8, respektivno.U poređenju s ovim studijama u literaturi, poboljšana otpornost na habanje HCMSS-a pripisuje se visokom sadržaju ugljika i formiranoj karbidnoj mreži koja rezultira većom tvrdoćom od aditivno obrađenih austenitnih nehrđajućih čelika koji se konvencionalno obrađuju.Za daljnje proučavanje stope trošenja HCMSS uzoraka, slično obrađeni uzorak od martenzitnog alatnog čelika s visokim udjelom ugljika (HCMTS) (tvrdoće od 790 HV) testiran je u sličnim uvjetima (3 N i 10 N) radi usporedbe;Dodatni materijal je HCMTS mapa profila površine (dodatna slika S2).Stopa habanja HCMSS-a (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) je skoro ista kao kod HCMTS-a na 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), što ukazuje na odličnu otpornost na habanje .Ove karakteristike se uglavnom pripisuju mikrostrukturnim karakteristikama HCMSS-a (tj. visok sadržaj karbida, veličina, oblik i raspodjela 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 habanja i mehanizam mikroabrazivnog trošenja.Međutim, sadržaj karbida je nedovoljan da zaštiti matricu pri 10 N, što rezultira povećanim habanjem.U sljedećem odjeljku, morfologija i topografija površine trošenja korišteni su za objašnjenje temeljnih mehanizama habanja i deformacije koji utječu na stopu trošenja HCMSS-a.Pri 10 N, stopa habanja VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) je veća od one kod VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Naprotiv, ove stope trošenja su još uvijek prilično visoke: u sličnim ispitnim uvjetima, stopa trošenja premaza na bazi kroma i stelita je niža od one kod HCMSS45,46.Konačno, zbog visoke tvrdoće glinice (1500 HV), stopa habanja u paru bila je zanemariva i pronađeni su znaci prijenosa materijala s uzorka na aluminijske kuglice.
Specifično trošenje u ELR obradi visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika (HMCSS), ELR obradi visokougljičnog martenzitnog alatnog čelika (HCMTS) i L-PBF, lijevanju i visokom izotropnom presovanju (HIP) obradi austenitnog nehrđajućeg čelika (316LSS) u različitim primjenama brzine su učitane.Dijagram raspršenja pokazuje standardnu ​​devijaciju mjerenja.Podaci za austenitne nerđajuće čelike preuzeti su iz 8.
Dok navari kao što su hrom i stelit mogu pružiti bolju otpornost na habanje od sistema od aditivno obrađenih legura, aditivna obrada može (1) poboljšati mikrostrukturu, posebno za materijale sa širokim rasponom gustoće.operacije na završnom dijelu;i (3) stvaranje novih površinskih topologija kao što su integrisani fluidno-dinamički ležajevi.Osim toga, AM nudi fleksibilnost geometrijskog dizajna.Ova studija je posebno nova i važna jer je od ključne važnosti da se razjasne karakteristike habanja ovih novorazvijenih metalnih legura sa EBM, za koje je trenutna literatura vrlo ograničena.
Morfologija istrošene površine i morfologija istrošenih uzoraka na 3 N prikazani su na sl.5, gdje je glavni mehanizam habanja abrazija praćena oksidacijom.Najprije se čelična podloga plastično deformira, a zatim uklanja kako bi se formirali žljebovi dubine 1 do 3 µm, kao što je prikazano na površinskom profilu (Sl. 5a).Zbog topline trenja koja nastaje kontinuiranim klizanjem, uklonjeni materijal ostaje na granici tribološkog sistema, formirajući tribološki sloj koji se sastoji od malih otoka s visokim sadržajem željeznog oksida koji okružuju visoke kromove i vanadijeve karbide (slika 5b i tabela 2).), kao što je također prijavljeno za austenitni nehrđajući čelik tretiran sa L-PBF15,17.Na sl.5c prikazuje intenzivnu oksidaciju koja se javlja u centru ožiljka trošenja.Dakle, stvaranje frikcionog sloja je olakšano uništavanjem frikcionog sloja (tj. oksidnog sloja) (slika 5f) ili se uklanjanje materijala događa u slabim područjima unutar mikrostrukture, čime se ubrzava uklanjanje materijala.U oba slučaja, uništavanje frikcionog sloja dovodi do stvaranja proizvoda habanja na granici, što može biti razlog za tendenciju povećanja CoF u stacionarnom stanju 3N (slika 3).Osim toga, postoje znakovi trodjelnog trošenja uzrokovanog oksidima i labavim česticama trošenja na tragu habanja, što u konačnici dovodi do stvaranja mikroogrebotina na podlozi (sl. 5b, e)9,12,47.
Površinski profil (a) i fotomikrografije (b–f) morfologije površine habanja visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog ELP na 3 N, poprečni presjek oznake trošenja u BSE modu (d) i optička mikroskopija habanja površina na 3 N (g) sfera od aluminijevog oksida.
Na čeličnoj podlozi formirane su klizne trake koje ukazuju na plastičnu deformaciju uslijed habanja (slika 5e).Slični rezultati također su dobiveni u istraživanju ponašanja habanja SS47 austenitnog čelika tretiranog L-PBF-om.Preorijentacija karbida bogatih vanadijumom takođe ukazuje na plastičnu deformaciju čelične matrice tokom klizanja (slika 5e).Mikrofotografije poprečnog presjeka oznake istrošenosti pokazuju prisustvo malih okruglih udubljenja okruženih mikropukotinama (sl. 5d), što može biti posljedica prekomjerne plastične deformacije u blizini površine.Prijenos materijala na sfere od aluminij-oksida bio je ograničen, dok su sfere ostale netaknute (slika 5g).
Širina i dubina trošenja uzoraka su se povećavale s povećanjem opterećenja (pri 10 N), kao što je prikazano na karti topografije površine (slika 6a).Abrazija i oksidacija su i dalje dominantni mehanizmi trošenja, a povećanje broja mikro-ogrebotina na tragu habanja ukazuje da se trodijelno habanje javlja i pri 10 N (slika 6b).EDX analiza je pokazala formiranje oksidnih ostrva bogatih gvožđem.Al vrhovi u spektrima su potvrdili da se transfer supstance sa druge strane na uzorak dogodio pri 10 N (slika 6c i tabela 3), dok nije primećen pri 3 N (tabela 2).Habanje tri tijela uzrokovano je česticama trošenja s oksidnih otoka i analoga, gdje je detaljna EDX analiza otkrila prijenos materijala sa analoga (dodatna slika S3 i tabela S1).Razvoj oksidnih ostrva povezan je sa dubokim jamama, što je uočeno i u 3N (Sl. 5).Pucanje i fragmentacija karbida uglavnom se javlja u karbidima bogatim 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) pojavila se i jama slične veličine i oblika kao kod karbida visokog V (označeno crvenim krugom) (vidi analizu veličine i oblika karbida 3.1), što ukazuje da je visoki V karbid V može se ljuštiti sa matrice pri 10 N. Okrugli oblik karbida visokog V doprinosi efektu povlačenja, dok su aglomerirani karbidi s visokim sadržajem Cr skloni pucanju (sl. 6e, f).Ovakvo ponašanje loma ukazuje da je matrica premašila svoju sposobnost da izdrži plastičnu deformaciju i da mikrostruktura ne pruža dovoljnu udarnu čvrstoću pri 10 N. Vertikalno pucanje ispod površine (slika 6d) ukazuje na intenzitet plastične deformacije koja se javlja tijekom klizanja.Povećanjem opterećenja dolazi do prijenosa materijala sa istrošene staze na kuglu od glinice (slika 6g), koja može biti u stacionarnom stanju pri 10 N. Glavni razlog za smanjenje vrijednosti CoF (slika 3).
Profil površine (a) i fotomikrografije (b–f) topografije istrošene površine (b–f) od visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog EBA pri 10 N, poprečni presjek traga habanja u BSE modu (d) i površina optičkog mikroskopa kugle glinice na 10 N (g).
Za vrijeme kliznog habanja, površina je podvrgnuta naponima na pritisak i smicanje izazvanim antitijelima, što rezultira značajnom plastičnom deformacijom ispod istrošene površine34,48,49.Zbog toga može doći do radnog očvršćavanja ispod površine zbog plastične deformacije, što utječe na mehanizme habanja i deformacije koji određuju ponašanje materijala pri habanju.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 habanja u funkciji opterećenja.Budući da su, kao što je spomenuto u prethodnim odjeljcima, uočeni jasni znaci plastične deformacije ispod traga habanja (sl. 5d, 6d), posebno pri 10 N.
Na sl.Na slici 7 prikazani su dijagrami tvrdoće poprečnog presjeka tragova habanja HCMSS-a tretiranog ELP-om pri 3 N i 10 N. Vrijedi napomenuti da su ove vrijednosti tvrdoće korištene kao indeks za procjenu učinka radnog kaljenja.Promjena tvrdoće ispod oznake istrošenosti je od 667 do 672 HV pri 3 N (slika 7a), što ukazuje da je radno očvršćavanje zanemarivo.Vjerovatno, zbog niske rezolucije karte mikrotvrdoće (tj. razmaka između oznaka), primijenjena metoda mjerenja tvrdoće nije mogla otkriti promjene tvrdoće.Naprotiv, PDZ zone sa vrijednostima tvrdoće od 677 do 686 HV sa maksimalnom dubinom od 118 µm i dužinom od 488 µm uočene su na 10 N (slika 7b), što je u korelaciji sa širinom traga habanja ( Slika 6a)).Slični podaci o varijaciji veličine PDZ s opterećenjem pronađeni su u studiji trošenja na SS47 tretiranom L-PBF-om.Rezultati pokazuju da prisutnost zadržanog austenita utječe na duktilnost aditivno proizvedenih čelika 3, 12, 50, a zadržani austenit se pri plastičnoj deformaciji (plastični efekat fazne transformacije) pretvara u martenzit, što pospješuje radno očvršćavanje čelika.čelik 51. Budući da je uzorak VCMSS sadržavao zadržani austenit u skladu sa uzorkom difrakcije rendgenskih zraka o kojem smo ranije govorili (slika 2e), sugerirano je da se zadržani austenit u mikrostrukturi tokom kontakta može transformirati u martenzit, čime se povećava tvrdoća PDZ ( Slika 7b).Osim toga, formiranje klizanja koje nastaje na tragu habanja (sl. 5e, 6f) također ukazuje na plastičnu deformaciju uzrokovanu dislokacijskim klizanjem pod djelovanjem posmičnog naprezanja pri kliznom kontaktu.Međutim, posmično naprezanje inducirano pri 3 N bilo je nedovoljno da proizvede veliku gustoću dislokacije ili transformaciju zadržanog austenita u martenzit promatrano korištenom metodom, pa je stvrdnjavanje uočeno samo pri 10 N (slika 7b).
Dijagrami tvrdoće poprečnog presjeka tragova habanja od visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika podvrgnutog mašinskoj obradi električnom pražnjenjem pri 3 N (a) i 10 N (b).
Ova studija pokazuje ponašanje habanja i mikrostrukturne karakteristike novog visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog ELR-om.Provedena su ispitivanja habanja na suho u klizanju pod različitim opterećenjima, a istrošeni uzorci su ispitivani elektronskim mikroskopom, laserskim profilometrom i kartama tvrdoće poprečnih presjeka tragova habanja.
Mikrostrukturna analiza pokazala je ujednačenu distribuciju karbida sa visokim sadržajem hroma (~18,2% karbida) i vanadijuma (~4,3% karbida) u matrici od martenzita i zadržanog austenita sa relativno visokom mikrotvrdoćom.Dominantni mehanizmi habanja su habanje i oksidacija pri niskim opterećenjima, dok trošenje tri tijela uzrokovano rastegnutim visokim V karbidima i labavim oksidima također doprinosi trošenju pri rastućim opterećenjima.Stopa habanja je bolja od L-PBF i konvencionalnih mašinski obrađenih austenitnih nerđajućih čelika, pa čak i slična onoj kod EBM mašinskih alatnih čelika pri malim opterećenjima.Vrijednost CoF opada s povećanjem opterećenja zbog prijenosa materijala na suprotno tijelo.Koristeći metodu mapiranja tvrdoće poprečnog presjeka, zona plastične deformacije prikazana je ispod oznake istrošenosti.Moguće prečišćavanje zrna i fazni prijelazi u matrici mogu se dalje istražiti korištenjem difrakcije povratnog raspršenja elektrona kako bi se bolje razumjeli efekti očvršćavanja.Niska rezolucija mape mikrotvrdoće ne dozvoljava vizualizaciju tvrdoće zone habanja pri niskim primijenjenim opterećenjima, tako da nanoindentacija može pružiti veću rezoluciju promjene tvrdoće koristeći istu metodu.
Ova studija po prvi put predstavlja sveobuhvatnu analizu otpornosti na habanje i svojstva trenja novog visokougljičnog martenzitnog nehrđajućeg čelika tretiranog ELR-om.Uzimajući u obzir slobodu geometrijskog dizajna AM i mogućnost smanjenja koraka obrade sa AM, ovo istraživanje moglo bi utrti put za proizvodnju ovog novog materijala i njegovu upotrebu u uređajima povezanim s habanjem, od osovina do kalupa za brizganje plastike sa komplikovanim kanalom za hlađenje.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. i dr.Čelik u aditivnoj proizvodnji: pregled njegove mikrostrukture i svojstava.alma mater.nauku.projekat.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. i Passeggio, F. Oštećenje habajuće površine vazduhoplovnih komponenti od nerđajućeg čelika EN 3358 tokom klizanja.Bratstvo.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Aditivna proizvodnja metalnih komponenti – proces, struktura i performanse.programiranje.alma mater.nauku.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. i Emmelmann S. Proizvodnja metalnih aditiva.(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. et al.Mehanička i tribološka svojstva nerđajućeg čelika 316L – poređenje selektivnog laserskog topljenja, vrućeg presovanja i konvencionalnog livenja.Dodaj.proizvođač.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., and Pham, MS, doprinos mikrostrukturi aditivno proizvedenim mehanizmima i anizotropiji suhog kliznog trošenja 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 kaljenih disperzijom željeznog oksida dobivene selektivnim laserskim topljenjem.časopis.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI i Akhtar, F. Mehanička čvrstoća višeg reda nakon termičke obrade SLM 2507 na sobnim i povišenim temperaturama, uz pomoć tvrdog/duktilnog sigma taloženja.Metal (Bazel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., i Li, S. Mikrostruktura, reakcija nakon zagrijavanja i tribološka svojstva 3D štampanog nehrđajućeg čelika 17-4 PH.Nositi 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., i Zhang, L. Ponašanje pri zgušnjavanju, evolucija mikrostrukture i mehanička svojstva TiC/AISI420 kompozita od nehrđajućeg čelika proizvedenih selektivnim laserskim topljenjem.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Izrada i karakterizacija nerđajućeg čelika AISI 420 selektivnim laserskim topljenjem.alma mater.proizvođač.proces.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. i Alrbey K. Karakteristike kliznog habanja i korozivno ponašanje selektivnog laserskog topljenja nehrđajućeg čelika 316L.J. Alma mater.projekat.izvršiti.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Trenje i trošenje nehrđajućeg čelika u prahu pod uljnim podmazivanjem [J].Tribiol.interni 104, 183–190 (2016).