Täname, et külastasite veebisaiti Nature.com.Kasutate piiratud CSS-i toega brauseri versiooni.Parima kasutuskogemuse saamiseks soovitame kasutada uuendatud brauserit (või keelata Internet Exploreris ühilduvusrežiim).Lisaks näitame jätkuva toe tagamiseks saiti ilma stiilide ja JavaScriptita.
Liugurid, mis näitavad kolme artiklit slaidi kohta.Kasutage slaidide vahel liikumiseks nuppu Tagasi ja Järgmine või igal slaidil liikumiseks lõpus olevaid slaidijuhtnuppe.

ASTM A240 304 316 roostevabast terasest keskmise paksusega plaati saab lõigata ja kohandada Hiina tehasehinnaga

Materjali klass: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tüüp: ferriit, austeniit, martensiit, dupleks
Tehnoloogia: külmvaltsitud ja kuumvaltsitud
Sertifikaadid: ISO9001, CE, SGS igal aastal
Teenus: kolmanda osapoole testimine
Tarneaeg: 10-15 päeva jooksul või kogust arvestades

Roostevaba teras on rauasulam, mille minimaalne kroomisisaldus on 10,5%.Kroomisisaldus tekitab terase pinnale õhukese kroomoksiidkile, mida nimetatakse passiveerimiskihiks.See kiht takistab korrosiooni tekkimist teraspinnal;mida suurem on kroomi kogus terases, seda suurem on korrosioonikindlus.

Teras sisaldab ka erinevas koguses muid elemente, nagu süsinik, räni ja mangaan.Korrosioonikindluse (nikkel) ja vormitavuse (molübdeen) suurendamiseks võib lisada muid elemente.

Kõrge süsinikusisaldusega martensiitsest roostevaba terase (HCMSS) käitumine, mis koosneb ligikaudu 22,5 mahust.Suure kroomi (Cr) ja vanaadiumi (V) sisaldusega karbiidide % fikseeriti elektronkiirsulatusega (EBM).Mikrostruktuur koosneb martensiidi ja jääk-austeniidi faasidest, submikron kõrge V ja mikroni kõrge Cr karbiidid on ühtlaselt jaotunud ja kõvadus on suhteliselt kõrge.CoF väheneb ligikaudu 14,1% püsiseisundi koormuse suurenemisel, mis on tingitud materjali ülekandmisest kulunud rajalt vastaskehale.Võrreldes samal viisil töödeldud martensiitsete tööriistaterastega, on HCMSS-i kulumismäär madalate koormuste korral peaaegu sama.Domineeriv kulumismehhanism on terasmaatriksi eemaldamine hõõrdumise teel, millele järgneb kulumisjälje oksüdeerimine, samas kui kolmekomponendiline abrasiivne kulumine toimub koormuse suurenemisega.Plastilise deformatsiooni alad kulumisarmi all, mis on tuvastatud ristlõike kõvaduse kaardistamisega.Spetsiifilisi nähtusi, mis ilmnevad kulumistingimuste suurenemisel, kirjeldatakse kui karbiidi pragunemist, kõrge vanaadiumikarbiidi rebenemist ja stantsipragusid.See uuring heidab valgust HCMSS-i lisandite tootmise kulumisomadustele, mis võib sillutada teed kulumisrakenduste jaoks mõeldud EBM-komponentide tootmisele, alates võllidest kuni plastist survevaluvormideni.
Roostevaba teras (SS) on mitmekülgne teraseperekond, mida kasutatakse laialdaselt lennunduses, autotööstuses, toiduainetööstuses ja paljudes muudes rakendustes tänu oma kõrgele korrosioonikindlusele ja sobivatele mehaanilistele omadustele1,2,3.Nende kõrge korrosioonikindlus tuleneb suurest kroomisisaldusest (üle 11,5 massiprotsenti) HC-s, mis aitab kaasa suure kroomisisaldusega oksiidkile moodustumisele pinnal1.Siiski on enamikul roostevaba terase klassidel madal süsinikusisaldus ning seetõttu on neil piiratud kõvadus ja kulumiskindlus, mille tulemuseks on kulumisega seotud seadmete, näiteks kosmoselennukite maandumiskomponentide, tööea lühenemine4.Tavaliselt on neil madal kõvadus (vahemikus 180–450 HV), ainult mõnel kuumtöödeldud martensiitsest roostevaba terasel on kõrge kõvadus (kuni 700 HV) ja kõrge süsinikusisaldus (kuni 1,2 massiprotsenti), mis võib kaasa aidata martensiidi moodustumine.1. Lühidalt öeldes alandab kõrge süsinikusisaldus martensiidi muundumise temperatuuri, võimaldades moodustada täielikult martensiitset mikrostruktuuri ja omandada kulumiskindla mikrostruktuuri suure jahutuskiiruse korral.Matriitsi kulumiskindluse parandamiseks võib terasmaatriksile lisada kõvasid faase (nt karbiide).
Lisandite tootmise (AM) kasutuselevõtt võib toota uusi soovitud koostise, mikrostruktuuriliste omaduste ja paremate mehaaniliste omadustega materjale5,6.Näiteks pulberkihtsulatus (PBF), üks enim müügil olevaid lisaainetega keevitusprotsesse, hõlmab eellegeeritud pulbrite sadestamist, et moodustada tiheda kujuga osi, sulatades pulbrid soojusallikate, näiteks laserite või elektronkiirte abil7.Mitmed uuringud on näidanud, et lisandiga töödeldud roostevabast terasest osad võivad ületada traditsiooniliselt valmistatud osi.Näiteks on näidatud, et austeniitsetel roostevabadel terastel, mida töödeldakse lisanditega, on nende peenema mikrostruktuuri (st Hall-Petchi suhete) tõttu paremad mehaanilised omadused3,8,9.AM-ga töödeldud ferriitsest roostevaba terase kuumtöötlemine tekitab täiendavaid sademeid, mis tagavad tavapäraste analoogidega sarnased mehaanilised omadused3,10.Vastuvõetud kahefaasiline suure tugevuse ja kõvadusega roostevaba teras, mida on töödeldud lisandtöötlusega, mille paremad mehaanilised omadused on tingitud kroomirikastest metallidevahelistest faasidest mikrostruktuuris11.Lisaks saab lisanditega karastatud martensiit- ja PH roostevaba terase mehaanilisi omadusi parandada, kontrollides mikrostruktuuris säilinud austeniiti ning optimeerides töötlus- ja kuumtöötlusparameetreid 3,12,13,14.
Praeguseks on AM austeniitsete roostevabade teraste triboloogilised omadused pälvinud rohkem tähelepanu kui teiste roostevabade teraste puhul.316L-ga töödeldud pulbrikihis (L-PBF) lasersulamise triboloogilist käitumist uuriti AM-i töötlemise parameetrite funktsioonina.On näidatud, et poorsuse minimeerimine skaneerimiskiiruse vähendamise või laseri võimsuse suurendamise kaudu võib parandada kulumiskindlust15,16.Li et al.17 testisid kuiva libisemiskulumist erinevate parameetrite (koormus, sagedus ja temperatuur) all ning näitasid, et toatemperatuuril kulumine on peamine kulumismehhanism, samas kui libisemiskiiruse ja temperatuuri tõstmine soodustab oksüdatsiooni.Tekkiv oksiidikiht tagab laagri töö, temperatuuri tõustes hõõrdumine väheneb, kõrgematel temperatuuridel kulumiskiirus suureneb.Teistes uuringutes parandas TiC18, TiB219 ja SiC20 osakeste lisamine L-PBF-ga töödeldud 316L maatriksile kulumiskindlust, moodustades tiheda tööga karastatud hõõrdekihi, suurendades kõvade osakeste mahuosa.Kaitsvat oksiidikihti on täheldatud ka L-PBF12-ga töödeldud PH-terasel ja SS11-dupleks-terasel, mis näitab, et säilinud austeniidi piiramine järelkuumtöötlusega12 võib parandada kulumiskindlust.Nagu siin kokku võetud, keskendub kirjandus peamiselt 316L SS-seeria triboloogilisele toimivusele, samas kui palju suurema süsinikusisaldusega martensiidilisandiga valmistatud roostevaba terase seeria triboloogilise toimivuse kohta on vähe andmeid.
Electron Beam Melting (EBM) on L-PBF-ga sarnane meetod, mis on võimeline moodustama mikrostruktuure tulekindlate karbiididega, nagu kõrge vanaadiumisisaldusega ja kroomkarbiidid, kuna see suudab saavutada kõrgemaid temperatuure ja skaneerimiskiirusi 21, 22. Olemasolev kirjandus roostevaba terase EBM töötlemise kohta teras keskendub peamiselt optimaalsete ELM-i töötlemise parameetrite määramisele, et saada pragude ja poorideta mikrostruktuur ning parandada mehaanilisi omadusi23, 24, 25, 26, samal ajal tegeledes EBM-iga töödeldud roostevaba terase triboloogiliste omadustega.Siiani on ELR-iga töödeldud suure süsinikusisaldusega martensiitsete roostevaba terase kulumismehhanismi uuritud piiratud tingimustes ning abrasiivsetes (liivapaberitest), kuivades ja mudaerosiooni tingimustes on täheldatud tõsist plastilist deformatsiooni27.
Selles uuringus uuriti ELR-iga töödeldud suure süsinikusisaldusega martensiitsete roostevaba terase kulumiskindlust ja hõõrdeomadusi allpool kirjeldatud kuivades libisemistingimustes.Esiteks iseloomustati mikrostruktuurilisi omadusi skaneeriva elektronmikroskoopia (SEM), energia hajutava röntgenspektroskoopia (EDX), röntgendifraktsiooni ja pildianalüüsi abil.Nende meetoditega saadud andmeid kasutatakse seejärel triboloogilise käitumise vaatluste alusena läbi kuivade edasi-tagasi liikumise katsete erinevatel koormustel ning lõpuks uuritakse kulunud pinna morfoloogiat SEM-EDX ja laserprofilomeetrite abil.Kulumiskiirus kvantifitseeriti ja võrreldi sarnaselt töödeldud martensiitsete tööriistaterastega.Seda tehti selleks, et luua alus selle SS-süsteemi võrdlemiseks sagedamini kasutatavate sama tüüpi töötlusega kulumissüsteemidega.Lõpuks näidatakse kulumisraja ristlõike kaarti, kasutades kõvaduse kaardistamise algoritmi, mis paljastab kontakti ajal tekkiva plastilise deformatsiooni.Tuleb märkida, et selle uuringu triboloogilised testid viidi läbi selle uue materjali triboloogiliste omaduste paremaks mõistmiseks, mitte konkreetse rakenduse simuleerimiseks.See uuring aitab paremini mõista uue lisandina toodetud martensiitsest roostevaba terase triboloogilisi omadusi kulumisrakendustes, mis nõuavad kasutamist karmides keskkondades.
ELR-iga töödeldud suure süsinikusisaldusega roostevaba terase (HCMSS) proovid kaubamärgi Vibenite® 350 all töötas välja ja tarnis VBN Components AB, Rootsi.Proovi nominaalne keemiline koostis: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (massi%).Esiteks valmistati saadud ristkülikukujulistest proovidest (42 mm × 22 mm × 7 mm) kuivad libisevad proovid (40 mm × 20 mm × 5 mm) ilma järeltermilise töötlemiseta, kasutades elektrilahendusega töötlemist (EDM).Seejärel jahvatati proove järjestikku SiC liivapaberiga, mille tera suurus oli 240 kuni 2400 R, et saada pinna karedus (Ra) umbes 0, 15 μm.Lisaks EBM-iga töödeldud kõrge süsinikusisaldusega martensiitsest tööriistaterasest (HCMTS) proovid, mille keemiline nimikoostis on 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (massiprotsenti) (kaubanduslikult tuntud kui Vibenite® 150) Valmistatakse samuti samal viisil.HCMTS sisaldab mahu järgi 8% karbiide ja seda kasutatakse ainult HCMSS-i kulumiskiiruse andmete võrdlemiseks.
HCMSS-i mikrostruktuuriline iseloomustus viidi läbi SEM-iga (FEI Quanta 250, USA), mis oli varustatud Oxford Instrumentsi energiat hajutava röntgenkiirguse (EDX) XMax80 detektoriga.Kolm juhuslikku mikrofotot, mis sisaldasid 3500 µm2, tehti tagasihajutatud elektronide (BSE) režiimis ja seejärel analüüsiti kujutise analüüsi (ImageJ®)28 abil, et määrata pindala (st mahuosa), suurus ja kuju.Täheldatud iseloomuliku morfoloogia tõttu võeti pindalaosa võrdseks mahuosaga.Lisaks arvutatakse karbiidide kujutegur kujuteguri võrrandi (Shfa) abil:
Siin on Ai karbiidi pindala (µm2) ja Pi on karbiidi ümbermõõt (µm)29.Faaside tuvastamiseks viidi läbi röntgendifraktomeetri (Bruker D8 Discover koos LynxEye 1D ribadetektoriga) pulberröntgendifraktsioon (XRD) Co-Kα kiirgusega (λ = 1,79026 Å).Skaneerige proovi 2θ vahemikus 35° kuni 130° sammuga 0,02° ja sammu ajaga 2 sekundit.XRD andmeid analüüsiti tarkvara Diffract.EVA abil, mis uuendas kristallograafilist andmebaasi aastal 2021. Lisaks kasutati mikrokõvaduse määramiseks Vickersi kõvaduse testerit (Struers Durascan 80, Austria).Vastavalt ASTM E384-17 30 standardile tehti metallograafiliselt ettevalmistatud proovidele 30 väljatrükki 0,35 mm sammuga 10 sekundi jooksul 5 kgf juures.Autorid on varem iseloomustanud HCMTS31 mikrostruktuurilisi omadusi.
Kuiva edasi-tagasi kulumise katsete läbiviimiseks kasutati kuulplaadi tribomeetrit (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA), mille konfiguratsiooni on kirjeldatud mujal31.Katseparameetrid on järgmised: vastavalt standardile 32 ASTM G133-05, koormus 3 N, sagedus 1 Hz, käik 3 mm, kestus 1 tund.Vastukaaludena kasutati 10 mm läbimõõduga alumiiniumoksiidkuule (Al2O3, täpsusklass 28/ISO 3290), makrokaredusega umbes 1500 HV ja pinnakaredusega (Ra) umbes 0,05 µm, mille valmistas Redhill Precision, Tšehhi Vabariik. .Tasakaalustamine valiti selleks, et vältida tasakaalustamisest tuleneva oksüdatsiooni mõjusid ja paremini mõista proovikehade kulumismehhanisme rasketes kulumistingimustes.Tuleb märkida, et katseparameetrid on samad, mis viites 8, et võrrelda kulumiskiiruse andmeid olemasolevate uuringutega.Lisaks viidi läbi rida edasi-tagasi liikumise katseid koormusega 10 N, et kontrollida triboloogilist jõudlust suurematel koormustel, samal ajal kui muud katseparameetrid jäid samaks.Esialgsed kontaktrõhud vastavalt hertsidele on vastavalt 7,7 MPa ja 11,5 MPa 3 N ja 10 N juures.Kulumistesti käigus registreeriti hõõrdejõud sagedusel 45 Hz ja arvutati keskmine hõõrdetegur (CoF).Iga koormuse kohta tehti kolm mõõtmist ümbritseva keskkonna tingimustes.
Kulumistrajektoori uuriti ülalkirjeldatud SEM-i abil ja EMF-i analüüs viidi läbi kulumispinna analüüsitarkvara Aztec Acquisition abil.Paaritud kuubi kulunud pinda uuriti optilise mikroskoobiga (Keyence VHX-5000, Jaapan).Kontaktivaba laserprofiiler (NanoFocus µScan, Saksamaa) skaneeris kulumisjälgi vertikaalse eraldusvõimega ±0,1 µm piki z-telge ja 5 µm piki x- ja y-telge.Kulumisarmi pinna profiilikaart koostati programmis Matlab®, kasutades profiili mõõtmistel saadud x, y, z koordinaate.Kulumistee kulumismahu kao arvutamiseks kasutatakse mitut pinnaprofiili kaardist eraldatud vertikaalset kulumistee profiili.Mahukadu arvutati traadiprofiili keskmise ristlõikepinna ja kulumisraja pikkuse korrutisena ning selle meetodi täiendavaid üksikasju on autorid varem kirjeldanud33.Siit lähtudes saadakse erikulumismäär (k) järgmise valemi abil:
Siin V on kulumisest tingitud mahukadu (mm3), W rakendatav koormus (N), L libisemiskaugus (mm) ja k erikulumiskiirus (mm3/Nm)34.HCMTS-i hõõrdeandmed ja pinnaprofiili kaardid on lisatud lisamaterjali (täiendav joonis S1 ja joonis S2), et võrrelda HCMSS-i kulumiskiirusi.
Selles uuringus kasutati kulumistsooni plastilise deformatsiooni käitumise (st kontaktrõhust tingitud töökõvenemise) demonstreerimiseks kulumistee ristlõike kõvaduskaarti.Poleeritud proovid lõigati alumiiniumoksiidi lõikekettaga lõikemasinal (Struers Accutom-5, Austria) ja poleeriti proovide paksuse ulatuses SiC liivapaberiga 240–4000 P.Mikrokõvaduse mõõtmine 0,5 kgf 10 s ja 0,1 mm kaugusel vastavalt standardile ASTM E348-17.Prindid asetati 1, 26 × 0, 3 mm2 ristkülikukujulisele võrele umbes 60 µm pinnast allapoole (joonis 1) ja seejärel renderdati kõvaduse kaart, kasutades mujal kirjeldatud kohandatud Matlab® koodi35.Lisaks uuriti SEM-i abil kulumistsooni ristlõike mikrostruktuuri.
Kulumismärgi skeem, mis näitab ristlõike asukohta (a), ja kõvaduse kaardi optiline mikrograaf, millel on ristlõikes (b) tuvastatud märk.
ELP-ga töödeldud HCMSS-i mikrostruktuur koosneb homogeensest karbiidvõrgust, mis on ümbritsetud maatriksiga (joonis 2a, b).EDX analüüs näitas, et hallid ja tumedad karbiidid olid vastavalt kroomi- ja vanaadiumirikkad karbiidid (tabel 1).Kujutise analüüsi põhjal arvutatuna on karbiidide mahuosa hinnanguliselt ~22,5% (~18,2% kõrge kroomisisaldusega karbiide ja ~4,3% kõrge vanaadiumisisaldusega karbiide).Terade keskmine suurus standardhälbega on V- ja Cr-rikaste karbiidide puhul vastavalt 0,64 ± 0,2 µm ja 1,84 ± 0,4 µm (joonis 2c, d).Kõrge V karbiidid kipuvad olema ümaramad kujuteguriga (± SD) umbes 0,88 ± 0,03, kuna kujuteguri väärtused, mis on lähedased 1, vastavad ümaratele karbiididele.Seevastu kõrge kroomisisaldusega karbiidid ei ole täiesti ümmargused, kujutegur on umbes 0,56 ± 0,01, mis võib olla tingitud aglomeratsioonist.Martensiidi (α, bcc) ja säilinud austeniidi (γ', fcc) difraktsioonipiigid tuvastati HCMSS-i röntgenikiirguse mustris, nagu on näidatud joonisel 2e.Lisaks näitab röntgenikiirgus sekundaarsete karbiidide olemasolu.Kõrge kroomisisaldusega karbiidid on tuvastatud kui M3C2 ja M23C6 tüüpi karbiidid.Kirjanduse andmetel registreeriti 36, 37, 38 VC-karbiidide difraktsioonipiiki ≈43° ja 63° juures, mis viitab sellele, et VC piigid olid varjatud kroomirikaste karbiidide M23C6 piikide poolt (joonis 2e).
Suure süsinikusisaldusega martensiitsest roostevaba terase mikrostruktuur, mida on töödeldud EBL-iga (a) madala suurendusega ja (b) suure suurendusega, millel on kroomi- ja vanaadiumirikkad karbiidid ning roostevabast terasest maatriks (elektronide tagasihajumise režiim).Tulpdiagrammid, mis näitavad kroomirikaste (c) ja vanaadiumirikaste (d) karbiidide tera suurusjaotust.Röntgeni muster näitab martensiidi, säilinud austeniidi ja karbiidide olemasolu mikrostruktuuris (d).
Keskmine mikrokõvadus on 625,7 + 7,5 HV5, mis näitab suhteliselt kõrget kõvadust võrreldes tavapäraselt töödeldud martensiitsest roostevaba terasega (450 HV)1 ilma kuumtöötluseta.Kõrge V karbiidide ja kõrge Cr karbiidide nanoindentatsiooni kõvadus on vastavalt 12–32, 5 GPa39 ja 13–22 GPa40.Seega on ELP-ga töödeldud HCMSS-i kõrge kõvadus tingitud kõrgest süsinikusisaldusest, mis soodustab karbiidvõrgu teket.Seega on ELP-ga töödeldud HSMSS-il head mikrostruktuurilised omadused ja kõvadus ilma täiendava posttermilise töötlemiseta.
Proovide keskmise hõõrdeteguri (CoF) kõverad 3 N ja 10 N juures on toodud joonisel 3, minimaalse ja maksimaalse hõõrdeväärtuse vahemik on tähistatud poolläbipaistva varjundiga.Iga kõver näitab sissetöötamise faasi ja püsiseisundi faasi.Sissesõidufaas lõpeb 1,2 m juures CoF (± SD) 0,41 ± 0,24,3 N ja 3,7 m juures CoF 0,71 ± 0,16,10 N juures, enne kui hõõrdumine peatub faasi püsiolekusse.ei muutu kiiresti.Väikese kontaktpinna ja jämeda esialgse plastilise deformatsiooni tõttu suurenes hõõrdejõud kiiresti sissesõidufaasis 3 N ja 10 N juures, kus 10 N juures tekkis suurem hõõrdejõud ja pikem libisemine, mis võib olla tingitud asjaolule, et Võrreldes 3 N-ga on pinnakahjustus suurem.3 N ja 10 N puhul on CoF väärtused statsionaarses faasis vastavalt 0,78 ± 0,05 ja 0,67 ± 0,01.CoF on praktiliselt stabiilne 10 N juures ja suureneb järk-järgult 3 N juures. Piiratud kirjanduses on L-PBF-ga töödeldud roostevaba terase CoF võrreldes keraamiliste reaktsioonikehadega madalal rakendatud koormusel vahemikus 0,5–0,728, 20, 42, mis on hea kokkulepe selle uuringu mõõdetud CoF väärtustega.CoF vähenemise suureneva koormuse korral püsiseisundis (umbes 14,1%) võib seostada kulunud pinna ja vastasosa vahelisel liidesel toimuva pinna degradeerumisega, mida käsitletakse järgmises osas põhjalikumalt, analüüsides pinna pindmist. kulunud proovid.
ELP-ga töödeldud VSMSS-kehade hõõrdetegurid libisevatel radadel 3 N ja 10 N juures, iga kõvera jaoks on märgitud statsionaarne faas.
HKMS-i (625,7 HV) erikulumismäärad on hinnanguliselt 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm ja 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm pingetel 3 N ja 10 N (joon. 4).Seega kulumiskiirus suureneb koormuse suurenedes, mis on hästi kooskõlas olemasolevate L-PBF ja PH SS17,43-ga töödeldud austeniidi uuringutega.Samades triboloogilistes tingimustes on kulumiskiirus 3 N juures umbes viiendik L-PBF-iga töödeldud austeniitse roostevaba terase kulumiskiirusest (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), nagu eelmisel juhul. .8. Lisaks oli HCMSS-i kulumiskiirus 3 N juures oluliselt madalam kui tavapäraselt töödeldud austeniitsetel roostevabadel terastel ja eriti kõrgem kui väga isotroopsetel pressitud terastel (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) ja valatud (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) vastavalt töödeldud austeniitsest roostevabast terasest 8.Võrreldes nende kirjanduses esitatud uuringutega, on HCMSS-i paranenud kulumiskindlus tingitud kõrgest süsinikusisaldusest ja moodustunud karbiidivõrgust, mille tulemuseks on suurem kõvadus kui tavapäraselt töödeldud austeniitsetest roostevabast terasest.HCMSS-kehade kulumiskiiruse edasiseks uurimiseks katsetati võrdluseks sarnaselt töödeldud suure süsinikusisaldusega martensiitsetest tööriistaterasest (HCMTS) katsekeha (kõvadusega 790 HV) sarnastes tingimustes (3 N ja 10 N);Täiendav materjal on HCMTS-i pinnaprofiili kaart (täiendav joonis S2).HCMSS-i kulumismäär (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) on peaaegu sama, mis HCMTS-il 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), mis näitab suurepärast kulumiskindlust. .Need omadused on peamiselt tingitud HCMSS-i mikrostruktuurilistest omadustest (st kõrge karbiidisisaldus, suurus, kuju ja karbiidiosakeste jaotus maatriksis, nagu on kirjeldatud jaotises 3.1).Nagu varem teatatud31,44, mõjutab karbiidisisaldus kulumisarmi laiust ja sügavust ning mikroabrasiivse kulumise mehhanismi.Siiski ei ole karbiidisisaldus piisav, et kaitsta stantsi 10 N juures, mis põhjustab suuremat kulumist.Järgmises jaotises kasutatakse kulumispinna morfoloogiat ja topograafiat, et selgitada HCMSS-i kulumiskiirust mõjutavaid kulumis- ja deformatsioonimehhanisme.10 N juures on VCMSS-i kulumismäär (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) suurem kui VKMTS-il (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Vastupidi, need kulumismäärad on endiselt üsna kõrged: sarnastes katsetingimustes on kroomil ja stelliitil põhinevate katete kulumismäär madalam kui HCMSS45,46.Lõpuks oli alumiiniumoksiidi suure kõvaduse (1500 HV) tõttu paaritumise kulumiskiirus tühine ja leiti märke materjali ülekandmisest proovist alumiiniumkuulidele.
Spetsiifiline kulumine suure süsinikusisaldusega martensiitse roostevaba terase (HMCSS) ELR-töötlemisel, suure süsinikusisaldusega martensiitterase (HCMTS) ja L-PBF-i ELR-töötlemisel, austeniitse roostevaba terase (316LSS) valamisel ja suure isotroopse pressimisega (HIP) töötlemisel erinevatel rakendustel kiirused on koormatud.Hajuvusdiagramm näitab mõõtmiste standardhälvet.Austeniitse roostevaba terase andmed on võetud 8.
Kuigi kõvakatted, nagu kroom ja stelliit, võivad anda parema kulumiskindluse kui lisandiga töödeldud sulamisüsteemid, võib lisandite töötlemine (1) parandada mikrostruktuuri, eriti mitmesuguste tihedustega materjalide puhul.toimingud otsaosaga;ja (3) uute pinnatopoloogiate, näiteks integreeritud vedeliku dünaamiliste laagrite loomine.Lisaks pakub AM geomeetrilise disaini paindlikkust.See uuring on eriti uudne ja oluline, kuna on ülioluline selgitada nende äsja väljatöötatud EBM-iga metallisulamite kulumisomadusi, mille kohta praegune kirjandus on väga piiratud.
Kulunud pinna morfoloogia ja kulunud proovide morfoloogia 3 N juures on näidatud joonisel fig.5, kus peamine kulumismehhanism on hõõrdumine, millele järgneb oksüdatsioon.Esiteks deformeeritakse terasest aluspinda plastiliselt ja seejärel eemaldatakse, et moodustada 1–3 µm sügavused sooned, nagu on näidatud pinnaprofiilil (joonis 5a).Pideval libisemisel tekkiva hõõrdesoojuse tõttu jääb eemaldatud materjal triboloogilise süsteemi piirpinnale, moodustades triboloogilise kihi, mis koosneb väikestest kõrge raudoksiidi saartest, mis ümbritsevad kõrge kroomi ja vanaadiumi karbiide (joonis 5b ja tabel 2).), nagu teatati ka L-PBF15,17-ga töödeldud austeniitsest roostevabast terasest.Joonisel fig.5c on kujutatud intensiivset oksüdatsiooni, mis toimub kulumisarmi keskel.Seega soodustab hõõrdekihi teket hõõrdekihi (st oksiidikihi) hävimine (joonis 5f) või toimub materjali eemaldamine mikrostruktuuri nõrkades kohtades, kiirendades seeläbi materjali eemaldamist.Mõlemal juhul põhjustab hõõrdekihi hävimine liidesel kulumisproduktide moodustumist, mis võib olla CoF tõusu tendentsi põhjuseks püsiseisundis 3N (joonis 3).Lisaks on kulumisjäljel oksiididest ja lahtistest kulumisosakestest põhjustatud kolmeosalise kulumise tunnused, mis lõppkokkuvõttes viib aluspinnale mikrokriimustuste tekkeni (joon. 5b, e)9,12,47.
Pinnaprofiil (a) ja fotomikrograafid (b–f) kõrge süsinikusisaldusega roostevaba roostevaba terase kulumispinna morfoloogiast, mida on töödeldud ELP-ga 3 N juures, kulumismärgi ristlõige BSE režiimis (d) ja kulumise optiline mikroskoopia pind 3 N (g) alumiiniumoksiidi keradel.
Terasest aluspinnale moodustuvad libisemisribad, mis näitavad kulumisest tingitud plastilist deformatsiooni (joonis 5e).Sarnased tulemused saadi ka L-PBF-iga töödeldud SS47 austeniitterase kulumiskäitumise uuringus.Vanaadiumirikaste karbiidide ümberorienteerumine viitab ka terasmaatriksi plastilisele deformatsioonile libisemise ajal (joonis 5e).Kulumismärgi ristlõike mikropildid näitavad väikeste ümmarguste süvendite olemasolu, mida ümbritsevad mikropraod (joon. 5d), mis võib olla tingitud liigsest plastilisest deformatsioonist pinna lähedal.Materjali ülekanne alumiiniumoksiidi sfääridele oli piiratud, samas kui kerad jäid puutumata (joonis 5g).
Proovide laius ja kulumissügavus suurenesid koormuse suurenemisega (10 N juures), nagu on näidatud pinna topograafia kaardil (joonis 6a).Hõõrdumine ja oksüdeerumine on endiselt domineerivad kulumismehhanismid ning kulumisjälje mikrokriimustuste arvu suurenemine näitab, et kolmeosaline kulumine toimub ka 10 N juures (joonis 6b).EDX analüüs näitas rauarikaste oksiidsaarte teket.Al-piigid spektrites kinnitasid, et aine ülekanne vastaspoolelt proovi toimus 10 N juures (joonis 6c ja tabel 3), samas kui 3 N juures seda ei täheldatud (tabel 2).Kolme keha kulumist põhjustavad oksiidsaarte ja analoogide kulumisosakesed, kus üksikasjalik EDX-analüüs näitas materjali ülekandumist analoogidest (täiendav joonis S3 ja tabel S1).Oksiidsaarte arengut seostatakse sügavate süvenditega, mida on täheldatud ka 3N (joon. 5).Karbiidide pragunemine ja killustumine esineb peamiselt 10 N Cr rikastes karbiidides (joonis 6e, f).Lisaks helendavad kõrge V karbiidid ja kulutavad ümbritsevat maatriksit, mis omakorda põhjustab kolmeosalist kulumist.Rööbastee ristlõikes (joonis 6d) tekkis ka suure V karbiidi omaga sarnane süvend (joonis 6d) (vt karbiidi suuruse ja kuju analüüsi 3.1), mis näitab, et kõrge V karbiid V võib maatriksilt lahti kooruda 10 N juures. Kõrge V väärtusega karbiidide ümar kuju aitab kaasa tõmbeefektile, samas kui aglomeeritud kõrge Cr karbiidid on altid pragunemisele (joonis 6e, f).Selline tõrkekäitumine näitab, et maatriks on ületanud oma võime taluda plastseid deformatsioone ja et mikrostruktuur ei taga piisavat löögitugevust 10 N juures. Vertikaalne pragunemine pinna all (joonis 6d) näitab libisemise ajal tekkiva plastilise deformatsiooni intensiivsust.Koormuse suurenedes kandub materjal kulunud rajalt alumiiniumoksiidi kuulile (joonis 6g), mis võib olla püsiseisundis 10 N juures. CoF väärtuste vähenemise peamine põhjus (joonis 3).
Pinnaprofiil (a) ja fotomikrograafid (b–f) kulunud pinna topograafiast (b–f) kõrge süsinikusisaldusega martensiitsest roostevabast terasest, mida on töödeldud EBA-ga 10 N juures, kulumisjälje ristlõige BSE režiimis (d) ja optilise mikroskoobi pind alumiiniumoksiidi kera 10 N (g) juures.
Libisemiskulumise ajal avaldab pind antikehade põhjustatud surve- ja nihkepingeid, mille tulemuseks on kulunud pinna all märkimisväärne plastiline deformatsioon34,48,49.Seetõttu võib pinna all plastilise deformatsiooni tõttu tekkida töökõvenemine, mis mõjutab kulumist ja deformatsioonimehhanisme, mis määravad materjali kulumiskäitumise.Seetõttu viidi selles uuringus läbi ristlõike kõvaduse kaardistamine (nagu on üksikasjalikult kirjeldatud jaotises 2.4), et määrata kindlaks kulumisraja all oleva plastilise deformatsioonitsooni (PDZ) kujunemine koormuse funktsioonina.Kuna, nagu eelmistes lõikudes mainitud, täheldati kulumisjälje all selgeid plastilise deformatsiooni märke (joonis 5d, 6d), eriti 10 N juures.
Joonisel fig.Joonisel 7 on kujutatud 3 N ja 10 N ELP-ga töödeldud HCMSS-i kulumisjälgede ristlõike kõvadusdiagramme. Väärib märkimist, et neid kõvaduse väärtusi kasutati indeksina, et hinnata töö karastamise mõju.Kõvaduse muutus allpool kulumismärki on 667 kuni 672 HV pingel 3 N (joonis 7a), mis näitab, et töökarastus on tühine.Arvatavasti ei saanud rakendatud kõvaduse mõõtmise meetod tänu mikrokõvaduskaardi madalale lahutusvõimele (st märkide vahekaugusele) tuvastada kõvaduse muutusi.Vastupidi, PDZ-tsoone kõvaduse väärtustega vahemikus 677 kuni 686 HV maksimaalse sügavusega 118 µm ja pikkusega 488 µm täheldati 10 N juures (joonis 7b), mis on korrelatsioonis kulumisraja laiusega ( joon. 6a)).Sarnased andmed PDZ suuruse varieerumise kohta koormusest leiti L-PBF-iga töödeldud SS47 kulumisuuringus.Tulemused näitavad, et säilinud austeniidi olemasolu mõjutab lisandina valmistatud teraste 3, 12, 50 plastilisust ning säilinud austeniit muundub plastse deformatsiooni käigus martensiidiks (faasimuutuse plastiline efekt), mis suurendab terase töökarastamist.teras 51. Kuna VCMSS-i proov sisaldas varem käsitletud röntgendifraktsioonimustriga (joonis 2e) kohaselt säilinud austeniiti (joonis 2e), tehti ettepanek, et mikrostruktuuris säilinud austeniit võib kokkupuutel muutuda martensiidiks, suurendades seeläbi PDZ kõvadust ( joonis 7b).Lisaks viitab kulumisrajal tekkiv libisemise tekkimine (joonis 5e, 6f) ka libisemiskontakti nihkepinge mõjul tekkinud plastsele deformatsioonile.Siiski oli 3 N juures indutseeritud nihkepinge ebapiisav, et tekitada kasutatud meetodiga täheldatud suurt dislokatsioonitihedust või säilinud austeniidi muutumist martensiidiks, mistõttu töökõvenemist täheldati ainult 10 N juures (joonis 7b).
Kõrge süsinikusisaldusega martensiitsete roostevaba terase kulumisjälgede ristlõike kõvadusdiagrammid, mida on töödeldud elektrilahendusega 3 N (a) ja 10 N (b).
See uuring näitab ELR-iga töödeldud uue suure süsinikusisaldusega martensiitsete roostevaba terase kulumiskäitumist ja mikrostruktuurilisi omadusi.Kuivkulumise testid viidi läbi erinevate koormuste all libisemisel ning kulunud proove uuriti elektronmikroskoopia, laserprofilomeetri ja kulumisjälgede ristlõigete kõvaduskaartide abil.
Mikrostruktuurianalüüs näitas suure kroomi (~18,2% karbiidide) ja vanaadiumi (~4,3% karbiidide) sisaldusega karbiidide ühtlast jaotumist suhteliselt kõrge mikrokõvadusega martensiidi ja säilinud austeniidi maatriksis.Domineerivad kulumismehhanismid on kulumine ja oksüdeerumine madalatel koormustel, samas kui kolme korpuse kulumine, mis on põhjustatud venitatud kõrge V pingega karbiididest ja lahtisest teralisest oksiidist, soodustab kulumist ka suureneva koormuse korral.Kulumismäär on parem kui L-PBF ja tavapärastel töödeldud austeniitsetel roostevabadel terastel ning isegi sarnane EBM-iga töödeldud tööriistaterastele madalal koormusel.CoF väärtus väheneb koormuse suurenedes, mis on tingitud materjali ülekandmisest vastaskehale.Kasutades ristlõike kõvaduse kaardistamise meetodit, on plastilise deformatsiooni tsoon näidatud kulumismärgi all.Maatriksi võimalikke terade täpsustamist ja faasisiirdeid saab täiendavalt uurida elektronide tagasihajumise difraktsiooni abil, et paremini mõista töökarastumise mõju.Mikrokõvaduse kaardi madal eraldusvõime ei võimalda visualiseerida kulumistsooni kõvadust madalate rakendatud koormuste korral, seega võib nanoindentatsioon anda sama meetodi abil suurema eraldusvõimega kõvaduse muutusi.
See uuring esitab esmakordselt põhjaliku analüüsi uue suure süsinikusisaldusega martensiitsest roostevaba terase kulumiskindluse ja hõõrdeomaduste kohta, mida on töödeldud ELR-iga.Arvestades AM-i geomeetrilist disainivabadust ja AM-ga töötlemisetappide vähendamise võimalust, võib see uuring sillutada teed selle uue materjali tootmiseks ja selle kasutamiseks kulumisseadmetes alates võllidest kuni keeruka jahutuskanaliga plastist survevaluvormideni.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. et al.Teras lisaainete valmistamisel: selle mikrostruktuuri ja omaduste ülevaade.alma mater.teadus.projekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. ja Passeggio, F. EN 3358 roostevabast terasest kosmoseosade kulumispinna kahjustused libisemisel.Vennaskond.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Metallkomponentide lisatootmine – protsess, struktuur ja jõudlus.programmeerimine.alma mater.teadus.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. ja Emmelmann S. Metallilisandite tootmine.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Lisandite tootmistehnoloogia standardterminoloogia.Kiire tootmine.Dotsent.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.316L roostevaba terase mehaanilised ja triboloogilised omadused – valikulise lasersulatamise, kuumpressimise ja tavavalu võrdlus.Lisa.tootja.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. ja Pham, MS mikrostruktuuri panus täiendavalt valmistatud 316L roostevabast terasest kuivlibiseva kulumise mehhanismidesse ja anisotroopiasse.alma mater.dets.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. ja Tatlock GJ Selektiivse lasersulatamise teel saadud raudoksiidi dispersiooniga karastatud teraskonstruktsioonide mehaaniline reaktsioon ja deformatsioonimehhanismid.ajakiri.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI ja Akhtar, F. Kõrgema järgu mehaaniline tugevus pärast SLM 2507 kuumtöötlemist toa- ja kõrgendatud temperatuuridel, mida soodustab kõva/plastiline sigma sade.Metall (Basel).9 (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. ja Li, S. 3D-prinditud 17-4 PH roostevaba terase mikrostruktuur, kuumutusjärgne reaktsioon ja triboloogilised omadused.Seljas 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. ja Zhang, L. Selektiivse lasersulatamise teel valmistatud TiC/AISI420 roostevabast terasest komposiitide tihenemiskäitumine, mikrostruktuuri areng ja mehaanilised omadused.alma mater.dets.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.AISI 420 roostevaba terase valmistamine ja iseloomustamine selektiivse lasersulatuse abil.alma mater.tootja.protsessi.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. ja Alrbey K. 316L roostevaba terase selektiivse lasersulatamise libisemisomadused ja korrosioonikäitumine.J. Alma mater.projekt.hukata.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Pulberkihiga roostevaba terase hõõrdumine ja kulumine õlimäärimisel [J].Tribiol.sisemine 104, 183–190 (2016).