Благодарим ви, че посетихте Nature.com.Използвате версия на браузър с ограничена поддръжка на CSS.За най-добро изживяване ви препоръчваме да използвате актуализиран браузър (или да деактивирате режима на съвместимост в Internet Explorer).В допълнение, за да осигурим постоянна поддръжка, ние показваме сайта без стилове и JavaScript.
Плъзгачи, показващи три статии на слайд.Използвайте бутоните за връщане назад и напред, за да се движите през слайдовете, или бутоните за управление на плъзгачите в края, за да се движите през всеки слайд.

ASTM A240 304 316 Средно дебела плоча от неръждаема стомана може да бъде нарязана и персонализирана Фабрична цена в Китай

Клас на материала: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Тип: феритна, аустенитна, мартензитна, дуплексна
Технология: Студено валцувани и горещо валцувани
Сертификати: ISO9001, CE, SGS всяка година
Услуга: Тестване от трета страна
Доставка: до 10-15 дни или според количеството

Неръждаемата стомана е желязна сплав с минимално съдържание на хром от 10,5 процента.Съдържанието на хром създава тънък филм от хромов оксид върху повърхността на стоманата, наречен пасивиращ слой.Този слой предотвратява появата на корозия върху стоманената повърхност;колкото по-голямо е количеството хром в стоманата, толкова по-голяма е устойчивостта на корозия.

Стоманата също така съдържа различни количества други елементи като въглерод, силиций и манган.Други елементи могат да бъдат добавени за увеличаване на устойчивостта на корозия (никел) и формоспособността (молибден).

Поведение на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана (HCMSS), състояща се от приблизително 22,5 об.% карбиди с високо съдържание на хром (Cr) и ванадий (V), се фиксира чрез електронно лъчево топене (EBM).Микроструктурата се състои от мартензитни и остатъчни аустенитни фази, субмикронен висок V и микронен висок Cr карбиди са равномерно разпределени и твърдостта е относително висока.CoF намалява с приблизително 14,1% с увеличаване на натоварването в стационарно състояние поради прехвърляне на материал от износената релса към противоположното тяло.В сравнение с мартензитните инструментални стомани, обработени по същия начин, степента на износване на HCMSS е почти същата при ниски приложени натоварвания.Доминиращият механизъм на износване е отстраняването на стоманената матрица чрез абразия, последвано от окисляване на пистата на износване, докато трикомпонентното абразивно износване възниква с нарастващо натоварване.Области на пластична деформация под белега от износване, идентифицирани чрез картографиране на твърдостта на напречното сечение.Специфични явления, които възникват с увеличаване на условията на износване, се описват като напукване на карбид, разкъсване на високо ванадиев карбид и напукване на матрицата.Това изследване хвърля светлина върху характеристиките на износване на HCMSS адитивното производство, което може да проправи пътя за производството на EBM компоненти за износващи се приложения, вариращи от валове до пластмасови шприцформи.
Неръждаемата стомана (SS) е универсална фамилия от стомани, широко използвани в космическата промишленост, автомобилостроенето, храните и много други приложения поради тяхната висока устойчивост на корозия и подходящи механични свойства1,2,3.Тяхната висока устойчивост на корозия се дължи на високото съдържание на хром (повече от 11,5 тегл.%) в HC, което допринася за образуването на оксиден филм с високо съдържание на хром на повърхността1.Въпреки това повечето видове неръждаема стомана имат ниско съдържание на въглерод и следователно имат ограничена твърдост и устойчивост на износване, което води до намален експлоатационен живот на устройства, свързани с износване, като компоненти за кацане в космическото пространство4.Обикновено те имат ниска твърдост (в диапазона от 180 до 450 HV), само някои топлинно обработени мартензитни неръждаеми стомани имат висока твърдост (до 700 HV) и високо съдържание на въглерод (до 1,2 wt%), което може да допринесе за образуване на мартензит.1. Накратко, високото съдържание на въглерод понижава температурата на мартензитна трансформация, позволявайки образуването на напълно мартензитна микроструктура и придобиването на устойчива на износване микроструктура при високи скорости на охлаждане.Твърди фази (напр. карбиди) могат да се добавят към стоманената матрица за допълнително подобряване на устойчивостта на износване на матрицата.
Въвеждането на адитивно производство (AM) може да произведе нови материали с желан състав, микроструктурни характеристики и превъзходни механични свойства5,6.Например, топенето на прахово легло (PBF), един от най-комерсиализираните адитивни заваръчни процеси, включва отлагането на предварително легирани прахове за образуване на плътно оформени части чрез разтопяване на праховете с помощта на източници на топлина като лазери или електронни лъчи7.Няколко проучвания показват, че детайлите от неръждаема стомана, обработени с добавки, могат да превъзхождат традиционно изработените части.Например е доказано, че аустенитните неръждаеми стомани, подложени на адитивна обработка, имат превъзходни механични свойства поради тяхната по-фина микроструктура (т.е. съотношения на Хол-Петч)3,8,9.Топлинната обработка на третирана с AM феритна неръждаема стомана произвежда допълнителни утайки, които осигуряват механични свойства, подобни на техните конвенционални аналози3,10.Приета двуфазна неръждаема стомана с висока якост и твърдост, обработена чрез адитивна обработка, където подобрените механични свойства се дължат на богати на хром интерметални фази в микроструктурата11.В допълнение, подобрени механични свойства на адитивно закалени мартензитни и PH неръждаеми стомани могат да бъдат получени чрез контролиране на задържания аустенит в микроструктурата и оптимизиране на параметрите на обработка и термична обработка 3,12,13,14.
Към днешна дата трибологичните свойства на AM аустенитните неръждаеми стомани са получили повече внимание от другите неръждаеми стомани.Трибологичното поведение на лазерно топене в слой от прах (L-PBF), обработен с 316L, беше изследвано като функция на параметрите на AM обработка.Доказано е, че минимизирането на порьозността чрез намаляване на скоростта на сканиране или увеличаване на лазерната мощност може да подобри устойчивостта на износване15,16.Li et al.17 тества износването при сухо плъзгане при различни параметри (натоварване, честота и температура) и показа, че износването при стайна температура е основният механизъм на износване, докато увеличаването на скоростта на плъзгане и температурата насърчава окисляването.Полученият оксиден слой осигурява работата на лагера, триенето намалява с повишаване на температурата, а степента на износване се увеличава при по-високи температури.В други проучвания, добавянето на частици TiC18, TiB219 и SiC20 към третирана с L-PBF 316L матрица подобрява устойчивостта на износване чрез образуване на плътен закален при работа фрикционен слой с увеличаване на обемната част на твърдите частици.Наблюдава се също защитен оксиден слой в обработена с L-PBF12 PH стомана и дуплексна стомана SS11, което показва, че ограничаването на задържания аустенит чрез последваща топлинна обработка12 може да подобри устойчивостта на износване.Както е обобщено тук, литературата е фокусирана главно върху трибологичните характеристики на серията 316L SS, докато има малко данни за трибологичните характеристики на серия мартензитни адитивно произведени неръждаеми стомани с много по-високо съдържание на въглерод.
Топенето с електронен лъч (EBM) е техника, подобна на L-PBF, способна да образува микроструктури с огнеупорни карбиди, като карбиди с високо съдържание на ванадий и хром, поради способността си да достига по-високи температури и скорости на сканиране 21, 22. Съществуваща литература за EBM обработка на неръждаема стомана стоманата е фокусирана главно върху определянето на оптималните параметри на обработка на ELM за получаване на микроструктура без пукнатини и пори и подобряване на механичните свойства23, 24, 25, 26, докато работи върху трибологичните свойства на неръждаема стомана, обработена с EBM.Досега механизмът на износване на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с ELR, е изследван при ограничени условия и се съобщава, че възниква тежка пластична деформация при абразивни (тест с шкурка), сухи условия и условия на кална ерозия27.
Това проучване изследва устойчивостта на износване и свойствата на триене на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с ELR при условия на сухо плъзгане, описани по-долу.Първо, микроструктурните характеристики бяха характеризирани с помощта на сканираща електронна микроскопия (SEM), енергийно дисперсионна рентгенова спектроскопия (EDX), рентгенова дифракция и анализ на изображението.Данните, получени с тези методи, след това се използват като основа за наблюдения на трибологично поведение чрез сухи възвратно-постъпателни тестове при различни натоварвания и накрая морфологията на износената повърхност се изследва с помощта на SEM-EDX и лазерни профилометри.Степента на износване беше количествено определена и сравнена с подобно обработени мартензитни инструментални стомани.Това беше направено, за да се създаде основа за сравняване на тази SS система с по-често използвани системи за износване със същия тип обработка.Накрая е показана карта на напречното сечение на пътя на износване с помощта на алгоритъм за картографиране на твърдостта, който разкрива пластичната деформация, която възниква по време на контакт.Трябва да се отбележи, че трибологичните тестове за това изследване са проведени, за да се разберат по-добре трибологичните свойства на този нов материал, а не да се симулира конкретно приложение.Това проучване допринася за по-добро разбиране на трибологичните свойства на нова мартензитна неръждаема стомана, произведена с добавки, за износващи се приложения, които изискват работа в тежки среди.
Образци от високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана (HCMSS), обработена с ELR под марката Vibenite® 350, са разработени и доставени от VBN Components AB, Швеция.Номиналният химичен състав на пробата: 1.9 C, 20.0 Cr, 1.0 Mo, 4.0 V, 73.1 Fe (wt.%).Първо, сухи плъзгащи се образци (40 mm × 20 mm × 5 mm) бяха направени от получените правоъгълни образци (42 mm × 22 mm × 7 mm) без каквато и да е посттермична обработка с помощта на електроразрядна обработка (EDM).След това пробите бяха последователно шлифовани с SiC шкурка с размер на зърното от 240 до 2400 R, за да се получи грапавост на повърхността (Ra) от около 0, 15 μm.В допълнение, образци от обработена с EBM високовъглеродна мартензитна инструментална стомана (HCMTS) с номинален химичен състав от 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (wt. .%) (комерсиално известна като Vibenite® 150) Също така се приготвя по същия начин.HCMTS съдържа 8% карбиди по обем и се използва само за сравняване на данните за степента на износване на HCMSS.
Микроструктурното характеризиране на HCMSS беше извършено с помощта на SEM (FEI Quanta 250, САЩ), оборудван с енергийно диспергивен рентгенов (EDX) XMax80 детектор от Oxford Instruments.Три произволни фотомикрографии, съдържащи 3500 µm2, бяха направени в режим на обратно разпръснати електрони (BSE) и след това анализирани с помощта на анализ на изображението (ImageJ®)28, за да се определи фракцията на площта (т.е. обемната фракция), размера и формата.Поради наблюдаваната характерна морфология, фракцията на площта беше взета равна на фракцията на обема.В допълнение, факторът на формата на карбидите се изчислява с помощта на уравнението на фактора на формата (Shfa):
Тук Ai е площта на карбида (µm2), а Pi е периметърът на карбида (µm)29.За идентифициране на фазите се извършва прахова рентгенова дифракция (XRD) с помощта на рентгенов дифрактометър (Bruker D8 Discover с LynxEye 1D лентов детектор) с Co-Kα радиация (λ = 1.79026 Å).Сканирайте пробата в диапазона 2θ от 35° до 130° с размер на стъпка от 0,02° и време на стъпка от 2 секунди.Данните от XRD бяха анализирани с помощта на софтуера Diffract.EVA, който актуализира кристалографската база данни през 2021 г. В допълнение, за определяне на микротвърдостта беше използван тестер за твърдост на Vickers (Struers Durascan 80, Австрия).Съгласно стандарта ASTM E384-17 30 бяха направени 30 отпечатъка върху металографски подготвени проби на стъпки от 0, 35 mm за 10 s при 5 kgf.Авторите преди това са характеризирали микроструктурните характеристики на HCMTS31.
Трибометър със сферична плоча (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, САЩ) беше използван за извършване на тестове за сухо възвратно-постъпателно износване, чиято конфигурация е подробно описана другаде31.Параметрите на теста са както следва: съгласно стандарт 32 ASTM G133-05, натоварване 3 N, честота 1 Hz, ход 3 mm, продължителност 1 час.Като противотежести бяха използвани топки от алуминиев оксид (Al2O3, клас на точност 28/ISO 3290) с диаметър 10 mm с макротвърдост около 1500 HV и повърхностна грапавост (Ra) около 0,05 µm, предоставени от Redhill Precision, Чехия .Балансирането беше избрано, за да се предотвратят ефектите от окисляване, които могат да възникнат поради балансиране и за да се разберат по-добре механизмите на износване на образците при тежки условия на износване.Трябва да се отбележи, че тестовите параметри са същите като в Ref.8, за да се сравнят данните за степента на износване със съществуващите изследвания.Освен това бяха проведени серия от възвратно-постъпателни тестове с натоварване от 10 N, за да се провери трибологичната производителност при по-високи натоварвания, докато други параметри на теста останаха постоянни.Първоначалните контактни налягания според Hertz са 7,7 MPa и 11,5 MPa при 3 N и 10 N, съответно.По време на теста за износване силата на триене се записва при честота от 45 Hz и се изчислява средният коефициент на триене (CoF).За всяко натоварване бяха направени три измервания при околни условия.
Траекторията на износване беше изследвана с помощта на SEM, описан по-горе, и анализът на EMF беше извършен с помощта на софтуера за анализ на повърхността на износване Aztec Acquisition.Износената повърхност на сдвоения куб беше изследвана с помощта на оптичен микроскоп (Keyence VHX-5000, Япония).Безконтактен лазерен профилиращ апарат (NanoFocus µScan, Германия) сканира следата от износване с вертикална разделителна способност от ±0,1 µm по оста z и 5 µm по осите x и y.Картата на профила на повърхността на белега от износване е създадена в Matlab® с помощта на координати x, y, z, получени от измерванията на профила.Няколко вертикални профила на пътя на износване, извлечени от картата на профила на повърхността, се използват за изчисляване на загубата на обем на износване по пътя на износване.Загубата на обем е изчислена като произведение на средната площ на напречното сечение на профила на проводника и дължината на износващата се следа, а допълнителни подробности за този метод са описани по-рано от авторите33.От тук специфичната степен на износване (k) се получава от следната формула:
Тук V е загубата на обем поради износване (mm3), W е приложеното натоварване (N), L е разстоянието на плъзгане (mm) и k е специфичната скорост на износване (mm3/Nm)34.Данните за триене и картите на профила на повърхността за HCMTS са включени в допълнителния материал (допълнителна фигура S1 и фигура S2), за да се сравнят нивата на износване на HCMSS.
В това изследване беше използвана карта на твърдостта на напречното сечение на пътя на износване, за да се демонстрира поведението на пластична деформация (т.е. работно втвърдяване поради контактно налягане) на зоната на износване.Полираните проби бяха изрязани с режещо колело от алуминиев оксид на машина за рязане (Struers Accutom-5, Австрия) и полирани с SiC шкурка от 240 до 4000 P по дебелината на пробите.Измерване на микротвърдост при 0,5 kgf 10 s и разстояние 0,1 mm в съответствие с ASTM E348-17.Отпечатъците бяха поставени върху правоъгълна решетка с размери 1,26 × 0,3 mm2 приблизително 60 µm под повърхността (Фигура 1) и след това беше изобразена карта на твърдостта с помощта на персонализиран Matlab® код, описан другаде35.В допълнение, микроструктурата на напречното сечение на зоната на износване беше изследвана с помощта на SEM.
Схема на марката за износване, показваща местоположението на напречното сечение (a) и оптична микроснимка на картата на твърдостта, показваща маркировката, идентифицирана в напречното сечение (b).
Микроструктурата на HCMSS, третирана с ELP, се състои от хомогенна карбидна мрежа, заобиколена от матрица (фиг. 2a, b).EDX анализът показа, че сивите и тъмните карбиди са съответно богати на хром и ванадий (Таблица 1).Изчислено от анализ на изображението, обемната фракция на карбидите се оценява на ~22,5% (~18,2% карбиди с високо съдържание на хром и ~4,3% карбиди с високо съдържание на ванадий).Средните размери на зърната със стандартни отклонения са съответно 0,64 ± 0,2 µm и 1,84 ± 0,4 µm за карбиди, богати на V и Cr (фиг. 2c, d).Карбидите с високо V са склонни да бъдат по-кръгли с коефициент на форма (±SD) от около 0,88±0,03, тъй като стойностите на коефициента на форма, близки до 1, съответстват на кръгли карбиди.Обратно, карбидите с високо съдържание на хром не са идеално кръгли, с коефициент на форма от около 0,56 ± 0,01, което може да се дължи на агломерация.Дифракционните пикове на мартензит (α, bcc) и задържан аустенит (γ', fcc) бяха открити на HCMSS рентгенова картина, както е показано на Фиг. 2e.В допълнение, рентгеновата картина показва наличието на вторични карбиди.Карбидите с високо съдържание на хром са идентифицирани като карбиди тип M3C2 и M23C6.Според литературните данни, 36, 37, 38 дифракционни пикове на VC карбиди са записани при ≈43 ° и 63 °, което предполага, че VC пиковете са маскирани от M23C6 пиковете на богати на хром карбиди (фиг. 2e).
Микроструктура на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с EBL (a) при ниско увеличение и (b) при голямо увеличение, показваща богати на хром и ванадий карбиди и матрица от неръждаема стомана (режим на обратно разсейване на електрони).Стълбови графики, показващи разпределението на размера на зърната на богати на хром (c) и богати на ванадий (d) карбиди.Рентгеновата картина показва наличието на мартензит, задържан аустенит и карбиди в микроструктурата (d).
Средната микротвърдост е 625,7 + 7,5 HV5, показваща относително висока твърдост в сравнение с конвенционално обработената мартензитна неръждаема стомана (450 HV)1 без топлинна обработка.Съобщава се, че твърдостта на наноиндентация на карбиди с висок V и висок Cr карбиди е съответно между 12 и 32,5 GPa39 и 13–22 GPa40.Така високата твърдост на HCMSS, обработена с ELP, се дължи на високото съдържание на въглерод, което насърчава образуването на карбидна мрежа.По този начин HSMSS, третиран с ELP, показва добри микроструктурни характеристики и твърдост без допълнителна посттермична обработка.
Кривите на средния коефициент на триене (CoF) за проби при 3 N и 10 N са представени на фигура 3, диапазонът от минимални и максимални стойности на триене е маркиран с полупрозрачно засенчване.Всяка крива показва фаза на включване и фаза на стабилно състояние.Фазата на разработка завършва на 1,2 m с CoF (±SD) от 0,41 ± 0,24,3 N и на 3,7 m с CoF от 0,71 ± 0,16,10 N, преди да навлезе във фазовото стабилно състояние, когато триенето спре.не се променя бързо.Поради малката контактна площ и грубата първоначална пластична деформация, силата на триене нараства бързо по време на етапа на разработване при 3 N и 10 N, където по-висока сила на триене и по-дълго разстояние на плъзгане се появяват при 10 N, което може да се дължи на факта, че В сравнение с 3 N, повърхностните щети са по-големи.За 3 N и 10 N, стойностите на CoF в стационарната фаза са съответно 0,78 ± 0,05 и 0,67 ± 0,01.CoF е практически стабилен при 10 N и нараства постепенно при 3 N. В ограничената литература CoF на неръждаема стомана, обработена с L-PBF, в сравнение с керамични реакционни тела при ниски приложени натоварвания варира от 0,5 до 0,728, 20, 42, което е в добро съответствие с измерените стойности на CoF в това проучване.Намаляването на CoF с увеличаване на натоварването в стационарно състояние (около 14,1%) може да се отдаде на разграждане на повърхността, възникващо на границата между износената повърхност и противоположната част, което ще бъде допълнително обсъдено в следващия раздел чрез анализа на повърхността на износени мостри.
Коефициенти на триене на VSMSS образци, третирани с ELP по плъзгащи се пътеки при 3 N и 10 N, стационарна фаза е отбелязана за всяка крива.
Специфичните скорости на износване на HKMS (625,7 HV) се оценяват на 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm и 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm при 3 N и 10 N, съответно (фиг. 4).По този начин степента на износване се увеличава с увеличаване на натоварването, което е в добро съответствие със съществуващите изследвания върху аустенит, обработен с L-PBF и PH SS17,43.При същите трибологични условия скоростта на износване при 3 N е около една пета от тази за аустенитна неръждаема стомана, обработена с L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), както в предишния случай .8. В допълнение, степента на износване на HCMSS при 3 N е значително по-ниска от конвенционално обработените аустенитни неръждаеми стомани и по-специално по-висока от силно изотропно пресованите (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) и лята (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) машинно обработена аустенитна неръждаема стомана, 8, съответно.В сравнение с тези изследвания в литературата, подобрената устойчивост на износване на HCMSS се дължи на високото съдържание на въглерод и образуваната карбидна мрежа, което води до по-висока твърдост в сравнение с аустенитните неръждаеми стомани, обработени с добавки, които се обработват конвенционално.За по-нататъшно изследване на степента на износване на HCMSS образци, подобно машинно обработен образец от високовъглеродна мартензитна инструментална стомана (HCMTS) (с твърдост 790 HV) беше тестван при подобни условия (3 N и 10 N) за сравнение;Допълнителен материал е картата на повърхностния профил на HCMTS (допълнителна фигура S2).Степента на износване на HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) е почти същата като тази на HCMTS при 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), което показва отлична устойчивост на износване .Тези характеристики се дължат главно на микроструктурните характеристики на HCMSS (т.е. високо съдържание на карбид, размер, форма и разпределение на карбидните частици в матрицата, както е описано в раздел 3.1).Както беше съобщено по-рано 31, 44, съдържанието на карбид влияе върху ширината и дълбочината на белега от износване и механизма на микроабразивно износване.Съдържанието на карбид обаче е недостатъчно, за да защити матрицата при 10 N, което води до повишено износване.В следващия раздел морфологията и топографията на повърхността на износване се използват за обяснение на основните механизми на износване и деформация, които влияят върху степента на износване на HCMSS.При 10 N степента на износване на VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) е по-висока от тази на VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Напротив, тези нива на износване са все още доста високи: при подобни условия на изпитване степента на износване на покрития на базата на хром и стелит е по-ниска от тази на HCMSS45,46.И накрая, поради високата твърдост на алуминиевия оксид (1500 HV), степента на свързване на износването беше незначителна и бяха открити признаци на прехвърляне на материал от образеца към алуминиевите топки.
Специфично износване при ELR обработка на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана (HMCSS), ELR обработка на високовъглеродна мартензитна инструментална стомана (HCMTS) и L-PBF, обработка на леене и високо изотропно пресоване (HIP) на аустенитна неръждаема стомана (316LSS) при различни приложения скорости са заредени.Диаграмата на разсейване показва стандартното отклонение на измерванията.Данните за аустенитни неръждаеми стомани са взети от 8.
Докато твърдите наварки като хром и стелит могат да осигурят по-добра устойчивост на износване от системите от сплави с адитивна обработка, машинната обработка с добавки може (1) да подобри микроструктурата, особено за материали с голямо разнообразие от плътности.операции на крайната част;и (3) създаване на нови повърхностни топологии като интегрирани течнодинамични лагери.Освен това AM предлага гъвкавост на геометричния дизайн.Това изследване е особено ново и важно, тъй като е изключително важно да се изяснят характеристиките на износване на тези новоразработени метални сплави с EBM, за които настоящата литература е много ограничена.
Морфологията на износената повърхност и морфологията на износените проби при 3 N са показани на фиг.5, където основният механизъм на износване е абразията, последвана от окисление.Първо, стоманеният субстрат се деформира пластично и след това се отстранява, за да се образуват жлебове с дълбочина от 1 до 3 µm, както е показано в профила на повърхността (фиг. 5а).Поради топлината на триене, генерирана от непрекъснато плъзгане, отстраненият материал остава на интерфейса на трибологичната система, образувайки трибологичен слой, състоящ се от малки острови с високо съдържание на железен оксид, заобикалящи карбиди с високо съдържание на хром и ванадий (Фигура 5b и Таблица 2).), както се съобщава и за аустенитна неръждаема стомана, обработена с L-PBF15,17.На фиг.5в показва интензивно окисление, протичащо в центъра на белега от износване.По този начин образуването на фрикционния слой се улеснява от разрушаването на фрикционния слой (т.е. оксидния слой) (Фиг. 5f) или отстраняването на материала става в слаби зони в рамките на микроструктурата, като по този начин се ускорява отстраняването на материала.И в двата случая разрушаването на фрикционния слой води до образуване на продукти на износване на границата, което може да е причина за тенденцията за нарастване на CoF в стационарно състояние 3N (фиг. 3).Освен това има признаци на трикомпонентно износване, причинено от оксиди и разхлабени частици на износване върху пистата на износване, което в крайна сметка води до образуване на микродраскотини върху субстрата (фиг. 5b, e)9,12,47.
Профил на повърхността (a) и фотомикрографии (b–f) на морфологията на повърхността на износване на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с ELP при 3 N, напречно сечение на следата от износване в режим BSE (d) и оптична микроскопия на износването повърхност при 3 N (g) алуминиеви сфери.
Върху стоманения субстрат се образуват ленти за приплъзване, показващи пластична деформация поради износване (фиг. 5е).Подобни резултати бяха получени и при изследване на поведението при износване на аустенитна стомана SS47, обработена с L-PBF.Преориентирането на богатите на ванадий карбиди също показва пластична деформация на стоманената матрица по време на плъзгане (фиг. 5д).Микрографии на напречното сечение на следата от износване показват наличието на малки кръгли вдлъбнатини, заобиколени от микропукнатини (фиг. 5d), което може да се дължи на прекомерна пластична деформация близо до повърхността.Трансферът на материала към сферите от алуминиев оксид беше ограничен, докато сферите останаха непокътнати (фиг. 5g).
Широчината и дълбочината на износване на пробите се увеличават с увеличаване на натоварването (при 10 N), както е показано на картата на топографията на повърхността (фиг. 6а).Абразията и окисляването все още са доминиращите механизми на износване и увеличаването на броя на микро-драскотините върху следата на износване показва, че износването от три части също възниква при 10 N (фиг. 6b).EDX анализът показа образуването на богати на желязо оксидни острови.Пиковете на Al в спектрите потвърждават, че прехвърлянето на веществото от контрагента към пробата е настъпило при 10 N (Фиг. 6c и Таблица 3), докато не е наблюдавано при 3 N (Таблица 2).Износването на трите тела се причинява от частици от износване от оксидни острови и аналози, където подробен EDX анализ разкрива пренасяне на материала от аналози (допълнителна фигура S3 и таблица S1).Развитието на оксидни острови е свързано с дълбоки ями, което също се наблюдава в 3N (фиг. 5).Напукване и фрагментиране на карбиди се появяват главно в карбиди, богати на 10 N Cr (фиг. 6e, f).Освен това карбидите с високо V се лющят и износват околната матрица, което от своя страна причинява износване от три части.Яма, подобна по размер и форма на тази на високия V карбид (маркиран в червен кръг), също се появи в напречното сечение на пистата (фиг. 6d) (вижте анализа на размера и формата на карбида. 3.1), което показва, че високото V карбид V може да се отлепи от матрицата при 10 N. Кръглата форма на карбидите с високо V допринася за издърпващия ефект, докато агломерираните карбиди с високо Cr са склонни към напукване (фиг. 6e, f).Това поведение при повреда показва, че матрицата е превишила способността си да издържа на пластична деформация и че микроструктурата не осигурява достатъчна якост на удар при 10 N. Вертикалното напукване под повърхността (фиг. 6d) показва интензивността на пластичната деформация, която възниква по време на плъзгане.С увеличаването на натоварването има прехвърляне на материал от износената релса към топката от алуминиев оксид (фиг. 6g), което може да бъде в стабилно състояние при 10 N. Основната причина за намаляването на стойностите на CoF (фиг. 3).
Профил на повърхността (a) и фотомикрографии (b–f) на топографията на износената повърхност (b–f) на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с EBA при 10 N, напречно сечение на следите за износване в режим BSE (d) и повърхност на оптичен микроскоп сфера от двуалуминиев оксид при 10 N (g).
По време на плъзгащо износване, повърхността е подложена на индуцирани от антитела напрежения на натиск и срязване, което води до значителна пластична деформация под износената повърхност34,48,49.Следователно, работното втвърдяване може да възникне под повърхността поради пластична деформация, засягаща износването и механизмите на деформация, които определят поведението на материала при износване.Следователно в това изследване беше извършено картографиране на твърдостта на напречното сечение (както е описано подробно в раздел 2.4), за да се определи развитието на зона на пластична деформация (PDZ) под пътя на износване като функция на натоварването.Тъй като, както беше споменато в предишните раздели, бяха наблюдавани ясни признаци на пластична деформация под следата от износване (фиг. 5d, 6d), особено при 10 N.
На фиг.Фигура 7 показва диаграми на твърдост на напречно сечение на следи от износване на HCMSS, обработени с ELP при 3 N и 10 N. Струва си да се отбележи, че тези стойности на твърдост са използвани като индекс за оценка на ефекта от работното втвърдяване.Промяната в твърдостта под знака на износване е от 667 до 672 HV при 3 N (фиг. 7а), което показва, че работното втвърдяване е незначително.Предполага се, че поради ниската разделителна способност на картата на микротвърдостта (т.е. разстоянието между маркировките), прилаганият метод за измерване на твърдостта не може да открие промени в твърдостта.Напротив, PDZ зони със стойности на твърдост от 677 до 686 HV с максимална дълбочина от 118 µm и дължина от 488 µm се наблюдават при 10 N (фиг. 7b), което корелира с ширината на следата на износване ( Фиг. 6а)).Подобни данни за промяна на размера на PDZ с натоварване бяха открити в проучване на износването на SS47, третиран с L-PBF.Резултатите показват, че наличието на задържан аустенит влияе върху пластичността на адитивно произведените стомани 3, 12, 50 и задържаният аустенит се трансформира в мартензит по време на пластична деформация (пластичен ефект на фазова трансформация), което подобрява работното втвърдяване на стоманата.стомана 51. Тъй като VCMSS пробата съдържа задържан аустенит в съответствие с рентгеновата дифракционна картина, обсъдена по-рано (Фиг. 2e), се предполага, че задържаният аустенит в микроструктурата може да се трансформира в мартензит по време на контакт, като по този начин повишава твърдостта на PDZ ( Фиг. 7b).В допълнение, образуването на приплъзване, възникващо върху пистата на износване (фиг. 5e, 6f), също показва пластична деформация, причинена от приплъзване на дислокация под действието на напрежението на срязване при плъзгащ контакт.Обаче напрежението на срязване, предизвикано при 3 N, е недостатъчно, за да произведе висока плътност на дислокация или трансформацията на задържания аустенит в мартензит, наблюдавана чрез използвания метод, така че работното втвърдяване се наблюдава само при 10 N (фиг. 7b).
Диаграми на твърдост на напречното сечение на следи от износване на високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, подложени на електроерозионна обработка при 3 N (a) и 10 N (b).
Това изследване показва поведението при износване и микроструктурните характеристики на нова високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с ELR.Тестовете за сухо износване бяха проведени при плъзгане при различни натоварвания и износените проби бяха изследвани с помощта на електронна микроскопия, лазерен профилометър и карти на твърдостта на напречните сечения на следите от износване.
Микроструктурният анализ разкрива равномерно разпределение на карбиди с високо съдържание на хром (~18,2% карбиди) и ванадий (~4,3% карбиди) в матрица от мартензит и задържан аустенит с относително висока микротвърдост.Доминиращите механизми на износване са износването и окисляването при ниски натоварвания, докато износването на три тела, причинено от разтегнати карбиди с високо V и свободни зърнести оксиди, също допринася за износването при нарастващи натоварвания.Степента на износване е по-добра от L-PBF и конвенционалните машинно обработени аустенитни неръждаеми стомани и дори подобна на тази на EBM машинно обработените инструментални стомани при ниски натоварвания.Стойността на CoF намалява с увеличаване на натоварването поради прехвърлянето на материал към противоположното тяло.Използвайки метода за картографиране на твърдостта на напречното сечение, зоната на пластична деформация е показана под знака за износване.Възможното усъвършенстване на зърната и фазовите преходи в матрицата могат да бъдат допълнително изследвани с помощта на дифракция на обратно разсейване на електрони, за да се разберат по-добре ефектите от работното втвърдяване.Ниската разделителна способност на картата на микротвърдостта не позволява визуализиране на твърдостта на зоната на износване при ниски приложени натоварвания, така че наноиндентирането може да осигури промени в твърдостта с по-висока разделителна способност, като се използва същият метод.
Това изследване представя за първи път цялостен анализ на устойчивостта на износване и свойствата на триене на нова високовъглеродна мартензитна неръждаема стомана, обработена с ELR.Като се има предвид свободата на геометричния дизайн на AM и възможността за намаляване на стъпките на обработка с AM, това изследване може да проправи пътя за производството на този нов материал и използването му в устройства, свързани с износване от валове до пластмасови шприцформи със сложен охлаждащ канал.
Bhat, BN Аерокосмически материали и приложения, том.255 (Американското дружество по аеронавтика и астронавтика, 2018 г.).
Bajaj, P. et al.Стомана в адитивното производство: преглед на нейната микроструктура и свойства.Алма матер.науката.проект.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. и Passeggio, F. Повреда на износващата се повърхност на EN 3358 аерокосмически компоненти от неръждаема стомана по време на плъзгане.Братство.Изд.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Адитивно производство на метални компоненти – процес, структура и производителност.програмиране.Алма матер.науката.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. и Emmelmann S. Производство на метални добавки.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Стандартна терминология за технологията на адитивното производство.Бързо производство.Асистент.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. и др.Механични и трибологични свойства на неръждаема стомана 316L – сравнение на селективно лазерно топене, горещо пресоване и конвенционално леене.Добави към.производител.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. и Pham, MS Принос на микроструктурата към адитивно изработени 316L неръждаема стомана сухи плъзгащи механизми на износване и анизотропия.Алма матер.дек.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. и Tatlock GJ Механична реакция и механизми на деформация на стоманени конструкции, закалени с дисперсия на железен оксид, получена чрез селективно лазерно топене.списание.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Петков VI и Akhtar, F. Механична якост от по-висок порядък след термична обработка на SLM 2507 при стайна и повишена температура, подпомогната от твърдо/пластично сигма утаяване.Метал (Базел).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. и Li, S. Микроструктура, реакция след нагряване и трибологични свойства на 3D-отпечатана 17-4 PH неръждаема стомана.Носене 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. и Zhang, L. Поведение на уплътняване, еволюция на микроструктурата и механични свойства на композити от неръждаема стомана TiC/AISI420, произведени чрез селективно лазерно топене.Алма матер.дек.187, 1–13 (2020).
Zhao X. и др.Производство и характеризиране на неръждаема стомана AISI 420 чрез селективно лазерно топене.Алма матер.производител.процес.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. и Alrbey K. Характеристики на износване при плъзгане и корозионно поведение при селективно лазерно топене на неръждаема стомана 316L.J. Алма матер.проект.изпълни.23, 518–526 (2013).
Шибата, К. и др.Триене и износване на прахова неръждаема стомана при смазване с масло [J].Tribiol.вътрешни 104, 183–190 (2016).