Bedankt voor uw bezoek aan Nature.com.U gebruikt een browserversie met beperkte CSS-ondersteuning.Voor de beste ervaring raden wij u aan een bijgewerkte browser te gebruiken (of de compatibiliteitsmodus in Internet Explorer uit te schakelen).Om voortdurende ondersteuning te garanderen, tonen we de site bovendien zonder stijlen en JavaScript.
Sliders met drie artikelen per dia.Gebruik de knoppen Vorige en Volgende om door de dia's te bladeren, of de knoppen op de schuifregelaar aan het einde om door elke dia te bladeren.

ASTM A240 304 316 roestvrij staal medium dikke plaat kan worden gesneden en aangepast China fabrieksprijs

Materiaalkwaliteit: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Type: ferritisch, austeniet, martensiet, duplex
Technologie: koudgewalst en warmgewalst
Certificeringen: ISO9001, CE, SGS elk jaar
Service: testen door derden
Levering: binnen 10-15 dagen of rekening houdend met de hoeveelheid

Roestvast staal is een ijzerlegering met een chroomgehalte van minimaal 10,5 procent.Het chroomgehalte produceert een dunne chroomoxidefilm op het staaloppervlak, een zogenaamde passivatielaag.Deze laag voorkomt dat er corrosie ontstaat op het staaloppervlak;hoe groter de hoeveelheid chroom in het staal, hoe groter de corrosieweerstand.

Het staal bevat ook gevarieerde hoeveelheden andere elementen zoals koolstof, silicium en mangaan.Andere elementen kunnen worden toegevoegd om de corrosieweerstand (nikkel) en de vervormbaarheid (molybdeen) te vergroten.

Gedrag van martensitisch roestvrij staal met hoog koolstofgehalte (HCMSS), bestaande uit ongeveer 22,5 vol.% carbiden met een hoog gehalte aan chroom (Cr) en vanadium (V), werd gefixeerd door elektronenbundelsmelten (EBM).De microstructuur bestaat uit martensiet- en resterende austenietfasen, submicron hoge V- en micron hoge Cr-carbiden zijn gelijkmatig verdeeld en de hardheid is relatief hoog.De CoF neemt af met ongeveer 14,1% bij toenemende belasting in stabiele toestand als gevolg van de overdracht van materiaal van de versleten baan naar het tegengestelde lichaam.Vergeleken met op dezelfde manier behandelde martensitische gereedschapsstaalsoorten is de slijtagesnelheid van HCMSS vrijwel hetzelfde bij lage toegepaste belastingen.Het dominante slijtagemechanisme is de verwijdering van de staalmatrix door schuren gevolgd door oxidatie van het slijtagespoor, terwijl driecomponenten-slijtage optreedt bij toenemende belasting.Gebieden met plastische vervorming onder het slijtagelitteken geïdentificeerd door hardheidskartering in dwarsdoorsnede.Specifieke verschijnselen die optreden naarmate de slijtageomstandigheden toenemen, worden beschreven als barsten van carbide, hoge uitscheuring van vanadiumcarbide en scheuren van matrijzen.Dit onderzoek werpt licht op de slijtage-eigenschappen van HCMSS additive manufacturing, die de weg zouden kunnen vrijmaken voor de productie van EBM-componenten voor slijtagetoepassingen variërend van assen tot kunststof spuitgietmatrijzen.
Roestvast staal (SS) is een veelzijdige staalsoort die veel wordt gebruikt in de lucht- en ruimtevaart, de automobielsector, de voeding en vele andere toepassingen vanwege hun hoge corrosieweerstand en geschikte mechanische eigenschappen1,2,3.Hun hoge corrosieweerstand is te danken aan het hoge chroomgehalte (meer dan 11,5 gew.%) in HC, dat bijdraagt ​​aan de vorming van een oxidefilm met een hoog chroomgehalte op het oppervlak1.De meeste soorten roestvrij staal hebben echter een laag koolstofgehalte en hebben daarom een ​​beperkte hardheid en slijtvastheid, wat resulteert in een kortere levensduur van slijtagegerelateerde apparaten zoals landingscomponenten in de lucht- en ruimtevaart4.Meestal hebben ze een lage hardheid (in het bereik van 180 tot 450 HV), slechts enkele warmtebehandelde martensitische roestvaste staalsoorten hebben een hoge hardheid (tot 700 HV) en een hoog koolstofgehalte (tot 1,2 gew.%), wat kan bijdragen aan de vorming van martensiet.1. Kortom, een hoog koolstofgehalte verlaagt de martensitische transformatietemperatuur, waardoor de vorming van een volledig martensitische microstructuur en de verwerving van een slijtvaste microstructuur bij hoge koelsnelheden mogelijk wordt.Harde fasen (bijvoorbeeld carbiden) kunnen aan de staalmatrix worden toegevoegd om de slijtvastheid van de matrijs verder te verbeteren.
De introductie van additive manufacturing (AM) kan nieuwe materialen produceren met de gewenste samenstelling, microstructurele kenmerken en superieure mechanische eigenschappen5,6.Poederbedsmelten (PBF), een van de meest gecommercialiseerde additieve lasprocessen, omvat bijvoorbeeld de afzetting van voorgelegeerde poeders om nauw gevormde onderdelen te vormen door de poeders te smelten met behulp van warmtebronnen zoals lasers of elektronenstralen7.Verschillende onderzoeken hebben aangetoond dat additief bewerkte roestvrijstalen onderdelen beter kunnen presteren dan traditioneel vervaardigde onderdelen.Van austenitische roestvaste staalsoorten die zijn onderworpen aan additieve verwerking is bijvoorbeeld aangetoond dat ze superieure mechanische eigenschappen hebben vanwege hun fijnere microstructuur (dwz Hall-Petch-relaties)3,8,9.Warmtebehandeling van AM-behandeld ferritisch roestvrij staal produceert extra precipitaten die mechanische eigenschappen bieden die vergelijkbaar zijn met hun conventionele tegenhangers3,10.Goedgekeurd tweefasig roestvrij staal met hoge sterkte en hardheid, verwerkt door additieve verwerking, waarbij verbeterde mechanische eigenschappen te danken zijn aan chroomrijke intermetallische fasen in de microstructuur.Bovendien kunnen verbeterde mechanische eigenschappen van additief geharde martensitische en PH roestvaste staalsoorten worden verkregen door het behouden austeniet in de microstructuur te controleren en de bewerkings- en warmtebehandelingsparameters te optimaliseren 3,12,13,14.
Tot op heden hebben de tribologische eigenschappen van AM-austenitische roestvaste staalsoorten meer aandacht gekregen dan andere roestvaste staalsoorten.Het tribologische gedrag van lasersmelten in een poederlaag (L-PBF) behandeld met 316L werd bestudeerd als een functie van de AM-verwerkingsparameters.Er is aangetoond dat het minimaliseren van de porositeit door de scansnelheid te verlagen of het laservermogen te vergroten de slijtvastheid kan verbeteren15,16.Li et al.17 testten droge glijslijtage onder verschillende parameters (belasting, frequentie en temperatuur) en toonden aan dat slijtage bij kamertemperatuur het belangrijkste slijtagemechanisme is, terwijl toenemende glijsnelheid en temperatuur oxidatie bevorderen.De resulterende oxidelaag zorgt voor de werking van het lager, de wrijving neemt af bij toenemende temperatuur en de slijtage neemt toe bij hogere temperaturen.In andere onderzoeken verbeterde de toevoeging van TiC18-, TiB219- en SiC20-deeltjes aan een met L-PBF behandelde 316L-matrix de slijtvastheid door de vorming van een dichte, door arbeid geharde wrijvingslaag met een toename van de volumefractie van harde deeltjes.Er is ook een beschermende oxidelaag waargenomen in met L-PBF12 behandeld PH-staal en SS11-duplexstaal, wat aangeeft dat het beperken van achtergebleven austeniet door nabehandeling12 de slijtvastheid kan verbeteren.Zoals hier samengevat, is de literatuur vooral gericht op de tribologische prestaties van de 316L SS-serie, terwijl er weinig gegevens zijn over de tribologische prestaties van een reeks martensitische additief vervaardigde roestvaste staalsoorten met een veel hoger koolstofgehalte.
Electron Beam Melting (EBM) is een techniek vergelijkbaar met L-PBF die in staat is microstructuren te vormen met vuurvaste carbiden, zoals carbiden met een hoog vanadium- en chroomgehalte, vanwege het vermogen om hogere temperaturen en scansnelheden te bereiken 21, 22. Bestaande literatuur over EBM-verwerking van roestvrij staal staal is vooral gericht op het bepalen van de optimale ELM-verwerkingsparameters om een ​​microstructuur zonder scheuren en poriën te verkrijgen en de mechanische eigenschappen te verbeteren23, 24, 25, 26, terwijl wordt gewerkt aan de tribologische eigenschappen van met EBM behandeld roestvast staal.Tot nu toe is het slijtagemechanisme van martensitisch roestvast staal met een hoog koolstofgehalte, behandeld met ELR, onder beperkte omstandigheden bestudeerd, en er is gerapporteerd dat er ernstige plastische vervorming kan optreden onder schurende (schuurpapiertest), droge omstandigheden en modder-erosieomstandigheden27.
Deze studie onderzocht de slijtvastheid en wrijvingseigenschappen van martensitisch roestvast staal met hoog koolstofgehalte behandeld met ELR onder hieronder beschreven droge glijomstandigheden.Eerst werden microstructurele kenmerken gekarakteriseerd met behulp van scanning-elektronenmicroscopie (SEM), energiedispersieve röntgenspectroscopie (EDX), röntgendiffractie en beeldanalyse.De met deze methoden verkregen gegevens worden vervolgens gebruikt als basis voor observaties van tribologisch gedrag door middel van droge heen en weer gaande tests onder verschillende belastingen, en ten slotte wordt de morfologie van het versleten oppervlak onderzocht met behulp van SEM-EDX en laserprofielmeters.De slijtagesnelheid werd gekwantificeerd en vergeleken met vergelijkbaar behandelde martensitische gereedschapsstaalsoorten.Dit werd gedaan om een ​​basis te creëren om dit RVS systeem te vergelijken met meer algemeen gebruikte slijtagesystemen met eenzelfde soort behandeling.Ten slotte wordt een dwarsdoorsnedekaart van het slijtagepad getoond met behulp van een algoritme voor het in kaart brengen van de hardheid dat de plastische vervorming onthult die optreedt tijdens contact.Opgemerkt moet worden dat de tribologische tests voor dit onderzoek zijn uitgevoerd om de tribologische eigenschappen van dit nieuwe materiaal beter te begrijpen, en niet om een ​​specifieke toepassing te simuleren.Deze studie draagt ​​bij aan een beter begrip van de tribologische eigenschappen van een nieuw additief geproduceerd martensitisch roestvast staal voor slijtagetoepassingen die gebruik onder zware omstandigheden vereisen.
Monsters van martensitisch roestvrij staal met hoog koolstofgehalte (HCMSS) behandeld met ELR onder de merknaam Vibenite® 350 werden ontwikkeld en geleverd door VBN Components AB, Zweden.De nominale chemische samenstelling van het monster: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (gew.%).Eerst werden droog glijdende monsters (40 mm x 20 mm x 5 mm) gemaakt van de verkregen rechthoekige monsters (42 mm x 22 mm x 7 mm) zonder enige nathermische behandeling met behulp van elektrische ontladingsbewerking (EDM).Vervolgens werden de monsters achtereenvolgens geschuurd met SiC-schuurpapier met een korrelgrootte van 240 tot 2400 R om een ​​oppervlakteruwheid (Ra) van ongeveer 0,15 μm te verkrijgen.Bovendien zijn exemplaren van met EBM behandeld martensitisch gereedschapsstaal met hoog koolstofgehalte (HCMTS) met een nominale chemische samenstelling van 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (gew.%) (in de handel bekend als Vibeniet® 150) Ook op dezelfde manier bereid.HCMTS bevat 8% carbiden per volume en wordt alleen gebruikt om HCMSS-slijtagegegevens te vergelijken.
Microstructurele karakterisering van HCMSS werd uitgevoerd met behulp van een SEM (FEI Quanta 250, VS) uitgerust met een energiedispersieve röntgenstraling (EDX) XMax80-detector van Oxford Instruments.Er werden drie willekeurige microfoto's van 3500 µm2 gemaakt in de modus van terugverstrooide elektronen (BSE) en vervolgens geanalyseerd met behulp van beeldanalyse (ImageJ®)28 om de oppervlaktefractie (dwz de volumefractie), de grootte en de vorm te bepalen.Vanwege de waargenomen karakteristieke morfologie werd de oppervlaktefractie gelijk gesteld aan de volumefractie.Bovendien wordt de vormfactor van carbiden berekend met behulp van de vormfactorvergelijking (Shfa):
Hier is Ai de oppervlakte van het carbide (μm2) en Pi de omtrek van het carbide (μm)29.Om de fasen te identificeren werd poederröntgendiffractie (XRD) uitgevoerd met behulp van een röntgendiffractometer (Bruker D8 Discover met een LynxEye 1D stripdetector) met Co-Ka-straling (λ = 1,79026 Å).Scan het monster over het 2θ-bereik van 35° tot 130° met een stapgrootte van 0,02° en een staptijd van 2 seconden.De XRD-gegevens werden geanalyseerd met behulp van de Diffract.EVA-software, die de kristallografische database in 2021 heeft bijgewerkt. Daarnaast werd een Vickers-hardheidsmeter (Struers Durascan 80, Oostenrijk) gebruikt om de microhardheid te bepalen.Volgens de ASTM E384-17 30-standaard werden 30 afdrukken gemaakt op metallografisch voorbereide monsters in stappen van 0,35 mm gedurende 10 seconden bij 5 kgf.De auteurs hebben eerder de microstructurele kenmerken van HCMTS31 gekarakteriseerd.
Een tribometer met kogelplaten (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, VS) werd gebruikt om droge, heen en weer gaande slijtagetests uit te voeren, waarvan de configuratie elders wordt beschreven31.De testparameters zijn als volgt: volgens standaard 32 ASTM G133-05, belasting 3 N, frequentie 1 Hz, slag 3 mm, duur 1 uur.Als contragewichten werden aluminiumoxidekogels (Al2O3, nauwkeurigheidsklasse 28/ISO 3290) met een diameter van 10 mm met een macrohardheid van ongeveer 1500 HV en een oppervlakteruwheid (Ra) van ongeveer 0,05 µm gebruikt, geleverd door Redhill Precision, Tsjechië. .Er is gekozen voor balanceren om de effecten van oxidatie die kunnen optreden als gevolg van balanceren te voorkomen en om de slijtagemechanismen van samples onder zware slijtageomstandigheden beter te begrijpen.Opgemerkt moet worden dat de testparameters dezelfde zijn als in Ref.8, zodat de gegevens over de slijtagesnelheid kunnen worden vergeleken met bestaande onderzoeken.Bovendien werd een reeks heen en weer gaande tests met een belasting van 10 N uitgevoerd om de tribologische prestaties bij hogere belastingen te verifiëren, terwijl andere testparameters constant bleven.De initiële contactdrukken volgens Hertz zijn 7,7 MPa en 11,5 MPa bij respectievelijk 3 N en 10 N.Tijdens de slijtagetest werd de wrijvingskracht geregistreerd met een frequentie van 45 Hz en werd de gemiddelde wrijvingscoëfficiënt (CoF) berekend.Voor elke belasting zijn drie metingen uitgevoerd onder omgevingsomstandigheden.
Het slijtagetraject werd onderzocht met behulp van de hierboven beschreven SEM, en de EMF-analyse werd uitgevoerd met behulp van Aztec Acquisition-software voor slijtageoppervlakanalyse.Het versleten oppervlak van de gepaarde kubus werd onderzocht met behulp van een optische microscoop (Keyence VHX-5000, Japan).Een contactloze laserprofiler (NanoFocus µScan, Duitsland) scande de slijtagemarkering met een verticale resolutie van ±0,1 µm langs de z-as en 5 µm langs de x- en y-assen.De profielkaart van het slijtagelittekenoppervlak is gemaakt in Matlab® met behulp van x-, y- en z-coördinaten verkregen uit de profielmetingen.Er worden verschillende verticale slijtagepadprofielen uit de oppervlakteprofielkaart gebruikt om het slijtagevolumeverlies op het slijtagepad te berekenen.Het volumeverlies werd berekend als het product van het gemiddelde dwarsdoorsnedeoppervlak van het draadprofiel en de lengte van het slijtagespoor, en aanvullende details van deze methode zijn eerder beschreven door de auteurs33.Vanaf hier wordt de specifieke slijtagesnelheid (k) verkregen uit de volgende formule:
Hier is V het volumeverlies als gevolg van slijtage (mm3), W is de uitgeoefende belasting (N), L is de glijafstand (mm) en k is de specifieke slijtagesnelheid (mm3/Nm)34.Wrijvingsgegevens en oppervlakteprofielkaarten voor HCMTS zijn opgenomen in aanvullend materiaal (aanvullende figuur S1 en figuur S2) om HCMSS-slijtagesnelheden te vergelijken.
In deze studie werd een hardheidskaart in dwarsdoorsnede van het slijtagepad gebruikt om het plastische vervormingsgedrag (dat wil zeggen verharding als gevolg van contactdruk) van de slijtagezone aan te tonen.De gepolijste monsters werden gesneden met een aluminiumoxide-snijwiel op een snijmachine (Struers Accutom-5, Oostenrijk) en gepolijst met SiC-schuurpapierkwaliteiten van 240 tot 4000 P over de dikte van de monsters.Microhardheidsmeting bij 0,5 kgf 10 s en 0,1 mm afstand volgens ASTM E348-17.De afdrukken werden op een rechthoekig raster van 1,26 x 0,3 mm2 ongeveer 60 µm onder het oppervlak geplaatst (Figuur 1) en vervolgens werd een hardheidskaart weergegeven met behulp van aangepaste Matlab®-code die elders wordt beschreven35.Bovendien werd de microstructuur van de dwarsdoorsnede van de slijtagezone onderzocht met behulp van SEM.
Schematische voorstelling van de slijtagemarkering die de locatie van de dwarsdoorsnede (a) toont en een optische microfoto van de hardheidskaart die de markering toont die in de dwarsdoorsnede (b) is geïdentificeerd.
De microstructuur van HCMSS behandeld met ELP bestaat uit een homogeen carbidenetwerk omgeven door een matrix (Fig. 2a, b).EDX-analyse toonde aan dat de grijze en donkere carbiden respectievelijk chroom- en vanadiumrijke carbiden waren (tabel 1).Berekend op basis van beeldanalyse wordt de volumefractie van carbiden geschat op ~22,5% (~18,2% hoge chroomcarbiden en ~4,3% hoge vanadiumcarbiden).De gemiddelde korrelgroottes met standaardafwijkingen zijn respectievelijk 0,64 ± 0,2 µm en 1,84 ± 0,4 µm voor V- en Cr-rijke carbiden (Fig. 2c, d).Hoge V-carbiden hebben de neiging ronder te zijn met een vormfactor (±SD) van ongeveer 0,88±0,03, omdat vormfactorwaarden dichtbij 1 overeenkomen met ronde carbiden.Carbiden met een hoog chroomgehalte zijn daarentegen niet perfect rond, met een vormfactor van ongeveer 0,56 ± 0,01, wat te wijten kan zijn aan agglomeratie.Martensiet (a, bcc) en vastgehouden austeniet (y', fcc) diffractiepieken werden gedetecteerd op het HCMSS-röntgenpatroon zoals getoond in figuur 2e.Bovendien toont het röntgenpatroon de aanwezigheid van secundaire carbiden.Carbiden met een hoog chroomgehalte zijn geïdentificeerd als carbiden van het type M3C2 en M23C6.Volgens de literatuurgegevens werden 36,37,38 diffractiepieken van VC-carbiden geregistreerd bij ≈43 ° en 63 °, wat suggereert dat de VC-pieken werden gemaskeerd door de M23C6-pieken van chroomrijke carbiden (Fig. 2e).
Microstructuur van martensitisch roestvrij staal met hoog koolstofgehalte behandeld met EBL (a) bij lage vergroting en (b) bij hoge vergroting, met chroom- en vanadiumrijke carbiden en een roestvrijstalen matrix (elektronenterugverstrooiingsmodus).Staafdiagrammen die de korrelgrootteverdeling tonen van chroomrijke (c) en vanadiumrijke (d) carbiden.Het röntgenpatroon toont de aanwezigheid van martensiet, vastgehouden austeniet en carbiden in de microstructuur (d).
De gemiddelde microhardheid bedraagt ​​625,7 + 7,5 HV5, wat een relatief hoge hardheid aangeeft in vergelijking met conventioneel verwerkt martensitisch roestvrij staal (450 HV)1 zonder warmtebehandeling.Er wordt gerapporteerd dat de nano-indentatiehardheid van hoge V-carbiden en hoge Cr-carbiden respectievelijk tussen 12 en 32, 5 GPa en 13-22 GPa ligt.De hoge hardheid van HCMSS behandeld met ELP is dus te danken aan het hoge koolstofgehalte, dat de vorming van een carbidenetwerk bevordert.HSMSS behandeld met ELP vertoont dus goede microstructurele kenmerken en hardheid zonder enige aanvullende postthermische behandeling.
Curven van de gemiddelde wrijvingscoëfficiënt (CoF) voor monsters bij 3 N en 10 N worden weergegeven in Figuur 3, het bereik van minimale en maximale wrijvingswaarden is gemarkeerd met doorschijnende arcering.Elke curve toont een inloopfase en een stabiele fase.De inloopfase eindigt op 1,2 m met een CoF (±SD) van 0,41 ± 0,24,3 N en op 3,7 m met een CoF van 0,71 ± 0,16,10 N, alvorens de stabiele fase in te gaan wanneer de wrijving stopt.verandert niet snel.Door het kleine contactoppervlak en de ruwe initiële plastische vervorming nam de wrijvingskracht snel toe tijdens de inloopfase bij 3 N en 10 N, waar bij 10 N een hogere wrijvingskracht en een langere glijafstand optrad, wat mogelijk te wijten is aan aan het feit dat Vergeleken met 3 N de oppervlakteschade groter is.Voor 3 N en 10 N zijn de CoF-waarden in de stationaire fase respectievelijk 0,78 ± 0,05 en 0,67 ± 0,01.CoF is praktisch stabiel bij 10 N en neemt geleidelijk toe bij 3 N. In de beperkte literatuur varieert de CoF van met L-PBF behandeld roestvrij staal vergeleken met keramische reactielichamen bij lage toegepaste belastingen van 0,5 tot 0,728, 20, 42, wat in goede overeenkomst met gemeten CoF-waarden in dit onderzoek.De afname van de CoF bij toenemende belasting in stabiele toestand (ongeveer 14,1%) kan worden toegeschreven aan oppervlaktedegradatie die optreedt op het grensvlak tussen het versleten oppervlak en de tegenhanger, wat verder zal worden besproken in de volgende sectie door de analyse van het oppervlak van de tegenhanger. versleten monsters.
Wrijvingscoëfficiënten van VSMSS-monsters behandeld met ELP op glijpaden bij 3 N en 10 N, voor elke curve is een stationaire fase gemarkeerd.
De specifieke slijtagesnelheden van HKMS (625,7 HV) worden geschat op respectievelijk 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm en 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm bij respectievelijk 3 N en 10 N (Fig. 4).De slijtagesnelheid neemt dus toe met toenemende belasting, wat goed in overeenstemming is met bestaande onderzoeken naar austeniet behandeld met L-PBF en PH SS17,43.Onder dezelfde tribologische omstandigheden is de slijtagesnelheid bij 3 N ongeveer een vijfde van die voor austenitisch roestvrij staal behandeld met L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), zoals in het vorige geval .8. Bovendien was de slijtagesnelheid van HCMSS bij 3 N aanzienlijk lager dan die van conventioneel bewerkte austenitische roestvaste staalsoorten en, in het bijzonder, hoger dan die van zeer isotroop geperste staalsoorten (k = 4,20 ± 0,3 x 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) en gegoten (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) machinaal bewerkt austenitisch roestvrij staal, respectievelijk 8.Vergeleken met deze onderzoeken in de literatuur wordt de verbeterde slijtvastheid van HCMSS toegeschreven aan het hoge koolstofgehalte en het gevormde carbidenetwerk, wat resulteert in een hogere hardheid dan additief bewerkte austenitische roestvaste staalsoorten die conventioneel worden bewerkt.Om de slijtagesnelheid van HCMSS-monsters verder te bestuderen, werd ter vergelijking een vergelijkbaar machinaal bewerkt monster van martensitisch gereedschapsstaal (HCMTS) met een hoog koolstofgehalte (met een hardheid van 790 HV) onder vergelijkbare omstandigheden (3 N en 10 N) getest;Aanvullend materiaal is de HCMTS Surface Profile Map (aanvullende figuur S2).De slijtagesnelheid van HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) is vrijwel hetzelfde als die van HCMTS bij 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), wat wijst op een uitstekende slijtvastheid .Deze kenmerken worden voornamelijk toegeschreven aan de microstructurele kenmerken van HCMSS (dwz hoog carbidegehalte, grootte, vorm en verdeling van carbidedeeltjes in de matrix, zoals beschreven in Sectie 3.1).Zoals eerder gerapporteerd31,44 beïnvloedt het carbidegehalte de breedte en diepte van het slijtagelitteken en het mechanisme van micro-schurende slijtage.Het carbidegehalte is echter onvoldoende om de matrijs bij 10 N te beschermen, wat resulteert in verhoogde slijtage.In de volgende sectie worden de morfologie en topografie van het slijtageoppervlak gebruikt om de onderliggende slijtage- en vervormingsmechanismen te verklaren die de slijtagesnelheid van HCMSS beïnvloeden.Bij 10 N is de slijtagesnelheid van VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) hoger dan die van VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Integendeel, deze slijtagepercentages zijn nog steeds vrij hoog: onder vergelijkbare testomstandigheden is de slijtagesnelheid van coatings op basis van chroom en stelliet lager dan die van HCMSS45,46.Ten slotte was, vanwege de hoge hardheid van het aluminiumoxide (1500 HV), de mate van slijtage verwaarloosbaar en werden tekenen van materiaaloverdracht van het monster naar de aluminium kogels gevonden.
Specifieke slijtage bij ELR-bewerking van martensitisch roestvrij staal met hoog koolstofgehalte (HMCSS), ELR-bewerking van martensitisch gereedschapsstaal met hoog koolstofgehalte (HCMTS) en L-PBF, gieten en hoogisotropisch persen (HIP) van austenitisch roestvrij staal (316LSS) bij verschillende toepassingen snelheden zijn geladen.Het spreidingsdiagram toont de standaarddeviatie van de metingen.Gegevens voor austenitisch roestvast staal zijn afkomstig uit 8.
Hoewel hardfacings zoals chroom en stelliet een betere slijtvastheid kunnen bieden dan additief bewerkte legeringssystemen, kan additief bewerken (1) de microstructuur verbeteren, vooral voor materialen met een grote verscheidenheid aan dichtheden.bewerkingen aan het eindgedeelte;en (3) creatie van nieuwe oppervlaktetopologieën zoals geïntegreerde vloeistofdynamische lagers.Bovendien biedt AM geometrische ontwerpflexibiliteit.Deze studie is bijzonder nieuw en belangrijk omdat het van cruciaal belang is om de slijtage-eigenschappen van deze nieuw ontwikkelde metaallegeringen met EBM op te helderen, waarvoor de huidige literatuur zeer beperkt is.
De morfologie van het versleten oppervlak en de morfologie van de versleten monsters bij 3 N worden getoond in Fig.5, waar het belangrijkste slijtagemechanisme slijtage is, gevolgd door oxidatie.Eerst wordt het stalen substraat plastisch vervormd en vervolgens verwijderd om groeven van 1 tot 3 µm diep te vormen, zoals weergegeven in het oppervlakteprofiel (figuur 5a).Als gevolg van de wrijvingswarmte die wordt gegenereerd door continu glijden, blijft het verwijderde materiaal op het grensvlak van het tribologische systeem en vormt het een tribologische laag bestaande uit kleine eilandjes met een hoog ijzeroxidegehalte die hoge chroom- en vanadiumcarbiden omringen (Figuur 5b en Tabel 2).), zoals ook werd gerapporteerd voor austenitisch roestvast staal behandeld met L-PBF15,17.Op afb.5c toont intense oxidatie die optreedt in het midden van het slijtagelitteken.De vorming van de wrijvingslaag wordt dus vergemakkelijkt door de vernietiging van de wrijvingslaag (dat wil zeggen de oxidelaag) (Fig. 5f) of de verwijdering van materiaal vindt plaats in zwakke gebieden binnen de microstructuur, waardoor de verwijdering van materiaal wordt versneld.In beide gevallen leidt de vernietiging van de wrijvingslaag tot de vorming van slijtageproducten op het grensvlak, wat de reden kan zijn voor de neiging tot een toename van de CoF in de stabiele toestand 3N (Fig. 3).Bovendien zijn er tekenen van driedelige slijtage veroorzaakt door oxiden en losse slijtagedeeltjes op het slijtagespoor, wat uiteindelijk leidt tot de vorming van microkrasjes op het substraat (Fig. 5b, e)9,12,47.
Oppervlakteprofiel (a) en microfoto's (b-f) van de morfologie van het slijtageoppervlak van martensitisch roestvast staal met een hoog koolstofgehalte behandeld met ELP bij 3 N, dwarsdoorsnede van het slijtagemerk in BSE-modus (d) en optische microscopie van de slijtage oppervlak bij 3 N (g) aluminiumoxidebolletjes.
Slipbanden gevormd op het stalen substraat, wat wijst op plastische vervorming als gevolg van slijtage (Fig. 5e).Soortgelijke resultaten werden ook verkregen bij een onderzoek naar het slijtagegedrag van SS47 austenitisch staal behandeld met L-PBF.De heroriëntatie van vanadiumrijke carbiden duidt ook op plastische vervorming van de staalmatrix tijdens het glijden (Fig. 5e).Microfoto's van de dwarsdoorsnede van het slijtagemerk tonen de aanwezigheid van kleine ronde putjes omgeven door microscheurtjes (Fig. 5d), die te wijten kunnen zijn aan overmatige plastische vervorming nabij het oppervlak.De materiaaloverdracht naar de aluminiumoxidebolletjes was beperkt, terwijl de bolletjes intact bleven (Fig. 5g).
De breedte en diepte van slijtage van de monsters namen toe met toenemende belasting (bij 10 N), zoals weergegeven in de oppervlaktetopografiekaart (Fig. 6a).Slijtage en oxidatie zijn nog steeds de dominante slijtagemechanismen, en een toename van het aantal microkrassen op het slijtagespoor geeft aan dat driedelige slijtage ook optreedt bij 10 N (Fig. 6b).EDX-analyse toonde de vorming van ijzerrijke oxide-eilanden aan.De Al-pieken in de spectra bevestigden dat de overdracht van de stof van de tegenpartij naar het monster plaatsvond bij 10 N (Fig. 6c en Tabel 3), terwijl dit niet werd waargenomen bij 3 N (Tabel 2).Slijtage van drie lichamen wordt veroorzaakt door slijtagedeeltjes van oxide-eilanden en analogen, waarbij gedetailleerde EDX-analyse materiaaloverdracht van analogen aan het licht bracht (aanvullende figuur S3 en tabel S1).De ontwikkeling van oxide-eilanden gaat gepaard met diepe putten, wat ook wordt waargenomen in 3N (Fig. 5).Kraken en fragmentatie van carbiden komen voornamelijk voor in carbiden die rijk zijn aan 10 N Cr (Fig. 6e, f).Bovendien schilferen en slijten hoge V-carbiden de omringende matrix, wat op zijn beurt driedelige slijtage veroorzaakt.Een put die qua grootte en vorm vergelijkbaar is met die van het carbide met hoge V (gemarkeerd in een rode cirkel) verscheen ook in de dwarsdoorsnede van de baan (Fig. 6d) (zie analyse van carbidegrootte en vorm. 3.1), wat aangeeft dat de hoge V carbide V kan van de matrix afbladderen bij 10 N. De ronde vorm van carbiden met een hoog V-gehalte draagt ​​bij aan het trekeffect, terwijl geagglomereerde carbiden met een hoog Cr-gehalte gevoelig zijn voor scheuren (Fig. 6e, f).Dit faalgedrag geeft aan dat de matrix zijn vermogen om plastische vervorming te weerstaan ​​heeft overschreden en dat de microstructuur niet voldoende slagsterkte biedt bij 10 N. Verticale scheuren onder het oppervlak (figuur 6d) geven de intensiteit aan van plastische vervorming die optreedt tijdens het glijden.Naarmate de belasting toeneemt, vindt er een overdracht van materiaal plaats van het versleten spoor naar de aluminiumoxidekogel (Fig. 6g), die stabiel kan zijn bij 10 N. De belangrijkste reden voor de afname van de CoF-waarden (Fig. 3).
Oppervlakteprofiel (a) en microfoto's (b – f) van versleten oppervlaktetopografie (b – f) van martensitisch roestvrij staal met een hoog koolstofgehalte behandeld met EBA bij 10 N, dwarsdoorsnede van het slijtagespoor in BSE-modus (d) en optisch microscoopoppervlak aluminiumoxidebol bij 10 N (g).
Tijdens glijdende slijtage wordt het oppervlak onderworpen aan door antilichamen geïnduceerde druk- en schuifspanningen, wat resulteert in aanzienlijke plastische vervorming onder het versleten oppervlak34,48,49.Daarom kan verharding onder het oppervlak optreden als gevolg van plastische vervorming, waardoor de slijtage en vervormingsmechanismen worden beïnvloed die het slijtagegedrag van een materiaal bepalen.Daarom werd in dit onderzoek een hardheidskartering van de dwarsdoorsnede uitgevoerd (zoals gedetailleerd in paragraaf 2.4) om de ontwikkeling van een plastische vervormingszone (PDZ) onder het slijtagepad als functie van de belasting te bepalen.Omdat, zoals vermeld in de vorige secties, duidelijke tekenen van plastische vervorming werden waargenomen onder het slijtagespoor (Fig. 5d, 6d), vooral bij 10 N.
Op afb.Figuur 7 toont hardheidsdiagrammen in dwarsdoorsnede van slijtagesporen van HCMSS behandeld met ELP bij 3 N en 10 N. Het is vermeldenswaard dat deze hardheidswaarden werden gebruikt als index om het effect van verharding te evalueren.De verandering in hardheid onder de slijtagemarkering is van 667 naar 672 HV bij 3 N (Fig. 7a), wat aangeeft dat de verharding verwaarloosbaar is.Vermoedelijk kon de toegepaste hardheidsmeetmethode, vanwege de lage resolutie van de microhardheidskaart (dat wil zeggen de afstand tussen de markeringen), geen veranderingen in de hardheid detecteren.Integendeel, PDZ-zones met hardheidswaarden van 677 tot 686 HV met een maximale diepte van 118 µm en een lengte van 488 µm werden waargenomen bij 10 N (Fig. 7b), wat correleert met de breedte van het slijtagespoor ( Afb. 6a)).Soortgelijke gegevens over de variatie in de PDZ-grootte onder belasting werden gevonden in een slijtageonderzoek op SS47 behandeld met L-PBF.De resultaten laten zien dat de aanwezigheid van vastgehouden austeniet de ductiliteit van additief vervaardigde staalsoorten 3, 12, 50 beïnvloedt, en dat vastgehouden austeniet tijdens plastische vervorming in martensiet verandert (plastisch effect van fasetransformatie), wat de harding van het staal door arbeid verbetert.staal 51. Omdat het VCMSS-monster vastgehouden austeniet bevatte in overeenstemming met het eerder besproken röntgendiffractiepatroon (Fig. 2e), werd gesuggereerd dat vastgehouden austeniet in de microstructuur tijdens contact zou kunnen transformeren in martensiet, waardoor de hardheid van PDZ toeneemt ( Afb. 7b).Bovendien duidt de vorming van slip die optreedt op het slijtspoor (figuur 5e, 6f) ook op plastische vervorming veroorzaakt door dislocatieslip onder invloed van schuifspanning bij glijdend contact.De bij 3 N geïnduceerde schuifspanning was echter onvoldoende om een ​​hoge dislocatiedichtheid te produceren of de transformatie van vastgehouden austeniet naar martensiet zoals waargenomen door de gebruikte methode, dus verharding door arbeid werd alleen waargenomen bij 10 N (Fig. 7b).
Hardheidsdiagrammen in dwarsdoorsnede van slijtsporen van martensitisch roestvrij staal met een hoog koolstofgehalte onderworpen aan elektrische ontladingsbewerking bij 3 N (a) en 10 N (b).
Deze studie toont het slijtagegedrag en de microstructurele kenmerken van een nieuw martensitisch roestvrij staal met een hoog koolstofgehalte behandeld met ELR.Er werden droge slijtagetests uitgevoerd tijdens het glijden onder verschillende belastingen, en versleten monsters werden onderzocht met behulp van elektronenmicroscopie, laserprofielmeter en hardheidskaarten van dwarsdoorsneden van slijtagesporen.
Microstructurele analyse onthulde een uniforme verdeling van carbiden met een hoog gehalte aan chroom (~18,2% carbiden) en vanadium (~4,3% carbiden) in een matrix van martensiet en behouden austeniet met relatief hoge microhardheid.De dominante slijtagemechanismen zijn slijtage en oxidatie bij lage belastingen, terwijl slijtage van drie lichamen, veroorzaakt door uitgerekte hoge-V-carbiden en losse korreloxiden, ook bijdraagt ​​aan slijtage bij toenemende belastingen.De slijtagesnelheid is beter dan die van L-PBF en conventioneel bewerkt austenitisch roestvast staal, en zelfs vergelijkbaar met die van met EBM bewerkt gereedschapsstaal bij lage belastingen.De CoF-waarde neemt af bij toenemende belasting als gevolg van de overdracht van materiaal naar het tegenoverliggende lichaam.Met behulp van de hardheidskarteringsmethode in dwarsdoorsnede wordt de plastische vervormingszone onder de slijtagemarkering weergegeven.Mogelijke korrelverfijning en faseovergangen in de matrix kunnen verder worden onderzocht met behulp van elektronen-terugverstrooiingsdiffractie om de effecten van werkverharding beter te begrijpen.De lage resolutie van de microhardheidskaart maakt visualisatie van de hardheid van de slijtagezone bij lage toegepaste belastingen niet mogelijk, dus nano-indentatie kan met dezelfde methode hardheidsveranderingen met een hogere resolutie opleveren.
Deze studie presenteert voor het eerst een uitgebreide analyse van de slijtvastheid en wrijvingseigenschappen van een nieuw martensitisch roestvast staal met hoog koolstofgehalte, behandeld met ELR.Gezien de geometrische ontwerpvrijheid van AM en de mogelijkheid om bewerkingsstappen met AM te verminderen, zou dit onderzoek de weg kunnen vrijmaken voor de productie van dit nieuwe materiaal en het gebruik ervan in slijtagegerelateerde apparaten, van assen tot kunststof spuitgietmatrijzen met ingewikkeld koelkanaal.
Bhat, BN Aerospace Materials en toepassingen, vol.255 (Amerikaanse Vereniging voor Luchtvaart en Ruimtevaart, 2018).
Bajaj, P. et al.Staal in additieve productie: een overzicht van de microstructuur en eigenschappen ervan.alma mater.de wetenschap.project.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. en Passeggio, F. Schade aan het slijtoppervlak van EN 3358 roestvrijstalen luchtvaartcomponenten tijdens glijden.Broederschap.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Additieve productie van metalen componenten - proces, structuur en prestaties.programmering.alma mater.de wetenschap.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. en Emmelmann S. Productie van metaaladditieven.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM Internationaal.Standaardterminologie voor additieve productietechnologie.Snelle productie.Assistent professor.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Mechanische en tribologische eigenschappen van 316L roestvrij staal – vergelijking van selectief lasersmelten, heetpersen en conventioneel gieten.Optellen bij.fabrikant.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., en Pham, MS Microstructuur Bijdrage aan additief vervaardigde 316L roestvrijstalen droge glij-slijtagemechanismen en anisotropie.alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. en Tatlock GJ Mechanische respons en vervormingsmechanismen van staalconstructies gehard met ijzeroxidedispersie verkregen door selectief lasersmelten.tijdschrift.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI en Akhtar, F. Mechanische sterkte van hogere orde na warmtebehandeling van SLM 2507 bij kamer- en verhoogde temperaturen, geholpen door harde / taaie sigma-precipitatie.Metaal (Bazel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., en Li, S. Microstructuur, post-hittereactie en tribologische eigenschappen van 3D-geprint 17-4 PH roestvrij staal.Dragen van 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., en Zhang, L. Verdichtingsgedrag, evolutie van de microstructuur en mechanische eigenschappen van TiC / AISI420 roestvrijstalen composieten vervaardigd door selectief lasersmelten.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabricage en karakterisering van AISI 420 roestvrij staal met behulp van selectief lasersmelten.alma mater.fabrikant.proces.30, 1283-1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. en Alrbey K. Glijdende slijtage-eigenschappen en corrosiegedrag van selectief lasersmelten van 316L roestvrij staal.J. Alma mater.project.uitvoeren.23, 518-526 (2013).
Shibata, K. et al.Wrijving en slijtage van roestvrij staal met poederbed onder oliesmering [J].Tribiol.intern 104, 183–190 (2016).