Děkujeme, že jste navštívili Nature.com.Používáte verzi prohlížeče s omezenou podporou CSS.Chcete-li dosáhnout nejlepšího výsledku, doporučujeme použít aktualizovaný prohlížeč (nebo vypnout režim kompatibility v aplikaci Internet Explorer).Abychom zajistili nepřetržitou podporu, zobrazujeme web bez stylů a JavaScriptu.
Posuvníky zobrazující tři články na snímku.Pro pohyb mezi snímky použijte tlačítka zpět a další, pro pohyb po jednotlivých snímcích použijte tlačítka posuvného ovladače na konci.

ASTM A240 304 316 Středně tlustý plech z nerezové oceli lze řezat a přizpůsobit, čínská tovární cena

Třída materiálu: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Typ: Feritický, Austenit, Martenzit, Duplex
Technologie: válcované za studena a válcované za tepla
Certifikace: ISO9001, CE, SGS každý rok
Služba: Testování třetí stranou
Dodání: do 10-15 dnů nebo s ohledem na množství

Nerezová ocel je slitina železa s minimálním obsahem chrómu 10,5 procenta.Obsah chrómu vytváří na povrchu oceli tenký film oxidu chrómu, který se nazývá pasivační vrstva.Tato vrstva zabraňuje vzniku koroze na povrchu oceli;čím větší je množství chrómu v oceli, tím větší je odolnost proti korozi.

Ocel také obsahuje různá množství dalších prvků, jako je uhlík, křemík a mangan.Pro zvýšení odolnosti proti korozi (nikl) a tvarovatelnosti (molybden) lze přidat další prvky.

Chování vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli (HCMSS) sestávající z přibližně 22,5 obj.% karbidů s vysokým obsahem chrómu (Cr) a vanadu (V), bylo fixováno tavením elektronovým svazkem (EBM).Mikrostruktura je složena z martenzitu a zbytkové austenitové fáze, submikronové vysoce V a mikronové karbidy jsou rovnoměrně rozloženy a tvrdost je relativně vysoká.CoF se snižuje přibližně o 14,1 % se zvyšujícím se ustáleným zatížením v důsledku přenosu materiálu z opotřebované dráhy na protější těleso.Ve srovnání s martenzitickými nástrojovými oceli upravenými stejným způsobem je rychlost opotřebení HCMSS při nízkém zatížení téměř stejná.Dominantním mechanismem opotřebení je odstranění ocelové matrice otěrem s následnou oxidací stopy opotřebení, přičemž s rostoucím zatížením dochází k třísložkovému abrazivnímu opotřebení.Oblasti plastické deformace pod jizvou po opotřebení identifikované mapováním tvrdosti průřezu.Specifické jevy, ke kterým dochází se zvyšujícími se podmínkami opotřebení, jsou popsány jako praskání karbidu, trhání s vysokým obsahem karbidu vanadu a praskání v zápustce.Tento výzkum vrhá světlo na charakteristiky opotřebení při výrobě aditiv HCMSS, což by mohlo připravit cestu pro výrobu komponentů EBM pro aplikace opotřebení, od hřídelí po vstřikovací formy na plasty.
Nerezová ocel (SS) je všestranná rodina ocelí široce používaná v letectví, automobilovém průmyslu, potravinářství a mnoha dalších aplikacích díky jejich vysoké odolnosti proti korozi a vhodným mechanickým vlastnostem1,2,3.Jejich vysoká korozní odolnost je dána vysokým obsahem chrómu (více než 11,5 hm. %) v HC, který přispívá k tvorbě oxidového filmu s vysokým obsahem chrómu na povrchu1.Většina jakostí nerezové oceli má však nízký obsah uhlíku, a proto má omezenou tvrdost a odolnost proti opotřebení, což má za následek sníženou životnost zařízení souvisejících s opotřebením, jako jsou součásti leteckého přistání4.Obvykle mají nízkou tvrdost (v rozmezí 180 až 450 HV), pouze některé tepelně zpracované martenzitické nerezové oceli mají vysokou tvrdost (až 700 HV) a vysoký obsah uhlíku (až 1,2 % hm.), což může přispívat k tzv. tvorba martenzitu.1. Stručně řečeno, vysoký obsah uhlíku snižuje teplotu martenzitické transformace, což umožňuje vytvoření plně martenzitické mikrostruktury a získání mikrostruktury odolné proti opotřebení při vysokých rychlostech ochlazování.Do ocelové matrice lze přidat tvrdé fáze (např. karbidy), aby se dále zlepšila odolnost matrice proti opotřebení.
Zavedení aditivní výroby (AM) může produkovat nové materiály s požadovaným složením, mikrostrukturními rysy a vynikajícími mechanickými vlastnostmi5,6.Například práškové tavení (PBF), jeden z nejvíce komercializovaných aditivních svařovacích procesů, zahrnuje nanášení předem legovaných prášků za účelem vytvoření těsně tvarovaných dílů tavením prášků pomocí zdrojů tepla, jako jsou lasery nebo elektronové paprsky7.Několik studií ukázalo, že aditivně obráběné díly z nerezové oceli mohou překonat tradičně vyráběné díly.Například bylo prokázáno, že austenitické nerezové oceli podrobené aditivnímu zpracování mají vynikající mechanické vlastnosti díky jejich jemnější mikrostruktuře (tj. Hall-Petchovy vztahy)3,8,9.Tepelné zpracování feritické nerezové oceli upravené AM vytváří další precipitáty, které poskytují mechanické vlastnosti podobné jejich konvenčním protějškům3,10.Přijatá dvoufázová nerezová ocel s vysokou pevností a tvrdostí, zpracovaná aditivním zpracováním, kde jsou zlepšené mechanické vlastnosti díky intermetalickým fázím bohatým na chrom v mikrostruktuře11.Kromě toho lze dosáhnout zlepšených mechanických vlastností aditivně kalených martenzitických a PH nerezových ocelí řízením zadrženého austenitu v mikrostruktuře a optimalizací parametrů obrábění a tepelného zpracování 3,12,13,14.
K dnešnímu dni je tribologickým vlastnostem austenitických nerezových ocelí AM věnována větší pozornost než u jiných nerezových ocelí.Tribologické chování laserového tavení ve vrstvě prášku (L-PBF) ošetřené 316L bylo studováno jako funkce parametrů AM zpracování.Bylo prokázáno, že minimalizace pórovitosti snížením rychlosti skenování nebo zvýšením výkonu laseru může zlepšit odolnost proti opotřebení15,16.Li et al.17 testovali suché kluzné opotřebení pod různými parametry (zatížení, frekvence a teplota) a ukázali, že opotřebení při pokojové teplotě je hlavním mechanismem opotřebení, zatímco zvýšení kluzné rychlosti a teploty podporuje oxidaci.Vzniklá oxidická vrstva zajišťuje chod ložiska, s rostoucí teplotou klesá tření a při vyšších teplotách se zvyšuje rychlost opotřebení.V jiných studiích přidání částic TiC18, TiB219 a SiC20 do matrice 316L ošetřené L-PBF zlepšilo odolnost proti opotřebení vytvořením husté mechanicky zpevněné třecí vrstvy se zvýšením objemového podílu tvrdých částic.Ochranná oxidová vrstva byla také pozorována u PH oceli ošetřené L-PBF12 a duplexní oceli SS11, což naznačuje, že omezení zadrženého austenitu následným tepelným zpracováním12 může zlepšit odolnost proti opotřebení.Jak je zde shrnuto, literatura se zaměřuje především na tribologické vlastnosti řady 316L SS, zatímco o tribologické výkonnosti řady martenzitických aditivně vyráběných nerezových ocelí s mnohem vyšším obsahem uhlíku existuje jen málo údajů.
Electron Beam Melting (EBM) je technika podobná L-PBF schopná vytvářet mikrostruktury se žáruvzdornými karbidy, jako jsou karbidy s vysokým obsahem vanadu a chrómu, díky své schopnosti dosahovat vyšších teplot a rychlostí skenování 21, 22. Stávající literatura o EBM zpracování nerezových materiálů oceli se zaměřuje především na stanovení optimálních parametrů zpracování ELM pro získání mikrostruktury bez trhlin a pórů a zlepšení mechanických vlastností23, 24, 25, 26, přičemž se pracuje na tribologických vlastnostech nerezové oceli upravené EBM.Mechanismus opotřebení vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli ošetřené ELR byl dosud studován za omezených podmínek a bylo hlášeno, že k těžké plastické deformaci dochází za abrazivních podmínek (test brusným papírem), za sucha a za podmínek eroze bahnem27.
Tato studie zkoumala odolnost proti opotřebení a třecí vlastnosti vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli ošetřené ELR za suchých kluzných podmínek popsaných níže.Nejprve byly charakterizovány mikrostrukturní rysy pomocí rastrovací elektronové mikroskopie (SEM), energeticky disperzní rentgenové spektroskopie (EDX), rentgenové difrakce a analýzy obrazu.Data získaná těmito metodami jsou následně použita jako základ pro pozorování tribologického chování prostřednictvím suchých vratných zkoušek při různém zatížení a nakonec je zkoumána morfologie opotřebovaného povrchu pomocí SEM-EDX a laserových profilometrů.Rychlost opotřebení byla kvantifikována a porovnána s podobně upravenými martenzitickými nástrojovými oceli.To bylo provedeno za účelem vytvoření základu pro srovnání tohoto systému SS s běžněji používanými systémy opotřebení se stejným typem úpravy.Nakonec je zobrazena mapa příčného řezu dráhy opotřebení pomocí algoritmu mapování tvrdosti, který odhaluje plastickou deformaci, ke které dochází během kontaktu.Je třeba poznamenat, že tribologické testy pro tuto studii byly provedeny za účelem lepšího pochopení tribologických vlastností tohoto nového materiálu, a nikoli za účelem simulace konkrétní aplikace.Tato studie přispívá k lepšímu pochopení tribologických vlastností nové aditivně vyráběné martenzitické nerezové oceli pro aplikace opotřebení, které vyžadují provoz v náročných prostředích.
Vzorky vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli (HCMSS) ošetřené ELR pod obchodním názvem Vibenite® 350 byly vyvinuty a dodány společností VBN Components AB, Švédsko.Jmenovité chemické složení vzorku: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (hm. %).Nejprve byly ze získaných pravoúhlých vzorků (42 mm × 22 mm × 7 mm) vyrobeny suché posuvné vzorky (40 mm × 20 mm × 5 mm) bez jakékoli post-tepelné úpravy pomocí elektrického výbojového obrábění (EDM).Poté byly vzorky postupně broušeny SiC brusným papírem o zrnitosti 240 až 2400 R pro získání drsnosti povrchu (Ra) asi 0,15 μm.Kromě toho vzorky EBM upravené vysoce uhlíkové martenzitické nástrojové oceli (HCMTS) s nominálním chemickým složením 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (hmotn. . %) (komerčně známé jako Vibenite® 150) Rovněž se připravuje stejným způsobem.HCMTS obsahuje 8 % objemových karbidů a používá se pouze k porovnání údajů o rychlosti opotřebení HCMSS.
Mikrostrukturní charakterizace HCMSS byla provedena pomocí SEM (FEI Quanta 250, USA) vybaveného energeticky disperzním rentgenovým (EDX) detektorem XMax80 od Oxford Instruments.Tři náhodné mikrofotografie obsahující 3500 um2 byly pořízeny v režimu zpětně odražených elektronů (BSE) a poté analyzovány pomocí analýzy obrazu (ImageJ®)28 pro určení plošného zlomku (tj. objemového zlomku), velikosti a tvaru.Vzhledem k pozorované charakteristické morfologii byl plošný zlomek vzat rovný objemovému zlomku.Kromě toho se tvarový faktor karbidů vypočítá pomocí rovnice tvarového faktoru (Shfa):
Zde Ai je plocha karbidu (µm2) a Pi je obvod karbidu (µm)29.K identifikaci fází byla provedena prášková rentgenová difrakce (XRD) pomocí rentgenového difraktometru (Bruker D8 Discover s páskovým detektorem LynxEye 1D) s Co-Ka zářením (A = 1,79026 Á).Skenujte vzorek v rozsahu 29 od 35° do 130° s velikostí kroku 0,02° a dobou kroku 2 sekundy.Data XRD byla analyzována pomocí softwaru Diffract.EVA, který aktualizoval krystalografickou databázi v roce 2021. Kromě toho byl pro stanovení mikrotvrdosti použit Vickers tvrdoměr (Struers Durascan 80, Rakousko).Podle normy ASTM E384-17 30 bylo provedeno 30 tisků na metalograficky připravené vzorky v krocích po 0,35 mm po dobu 10 s při 5 kgf.Autoři již dříve charakterizovali mikrostrukturální rysy HCMTS31.
K provádění zkoušek suchého vratného opotřebení byl použit tribometr s kuličkovými deskami (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA), jehož konfigurace je podrobně popsána jinde31.Parametry testu jsou následující: podle normy 32 ASTM G133-05, zatížení 3 N, frekvence 1 Hz, zdvih 3 mm, doba trvání 1 hodina.Jako protizávaží byly použity kuličky z oxidu hlinitého (Al2O3, třída přesnosti 28/ISO 3290) o průměru 10 mm s makrotvrdostí cca 1500 HV a drsností povrchu (Ra) cca 0,05 µm od firmy Redhill Precision, Česká republika. .Vyvažování bylo zvoleno proto, aby se předešlo účinkům oxidace, které mohou nastat v důsledku vyvažování, a aby bylo možné lépe porozumět mechanismům opotřebení vzorků za podmínek těžkého opotřebení.Je třeba poznamenat, že parametry testu jsou stejné jako v odkazu 8, aby bylo možné porovnat údaje o rychlosti opotřebení se stávajícími studiemi.Kromě toho byla provedena série recipročních zkoušek se zatížením 10 N pro ověření tribologické výkonnosti při vyšším zatížení, zatímco ostatní zkušební parametry zůstaly konstantní.Počáteční kontaktní tlaky podle Hertze jsou 7,7 MPa a 11,5 MPa při 3 N a 10 N, v tomto pořadí.Během testu opotřebení byla zaznamenávána třecí síla při frekvenci 45 Hz a byl vypočten průměrný koeficient tření (CoF).Pro každou zátěž byla provedena tři měření za okolních podmínek.
Trajektorie opotřebení byla zkoumána pomocí SEM popsaného výše a EMF analýza byla provedena pomocí softwaru pro analýzu opotřebení povrchu Aztec Acquisition.Opotřebovaný povrch spárované krychle byl zkoumán pomocí optického mikroskopu (Keyence VHX-5000, Japonsko).Bezkontaktní laserový profilovač (NanoFocus µScan, Německo) naskenoval značku opotřebení s vertikálním rozlišením ±0,1 µm podél osy z a 5 µm podél os x a y.Mapa profilu povrchu jizev po opotřebení byla vytvořena v Matlabu® pomocí souřadnic x, y, z získaných z měření profilu.Několik vertikálních profilů dráhy opotřebení extrahovaných z mapy profilu povrchu se používá k výpočtu ztráty objemu opotřebení na dráze opotřebení.Ztráta objemu byla vypočtena jako součin střední plochy průřezu profilu drátu a délky stopy opotřebení a další podrobnosti této metody byly již dříve popsány autory33.Odtud se specifická míra opotřebení (k) získá z následujícího vzorce:
Zde V je objemová ztráta v důsledku opotřebení (mm3), W je aplikované zatížení (N), L je posuvná vzdálenost (mm) a k je specifická rychlost opotřebení (mm3/Nm)34.Údaje o tření a mapy profilu povrchu pro HCMTS jsou zahrnuty v doplňkovém materiálu (doplňkový obrázek S1 a obrázek S2) pro porovnání míry opotřebení HCMSS.
V této studii byla k demonstraci chování plastické deformace (tj. deformační zpevnění v důsledku kontaktního tlaku) zóny opotřebení použita průřezová mapa tvrdosti dráhy opotřebení.Leštěné vzorky byly řezány řezným kotoučem z oxidu hlinitého na řezacím stroji (Struers Accutom-5, Rakousko) a leštěny brusným papírem SiC o tvrdosti 240 až 4000 P podél tloušťky vzorků.Měření mikrotvrdosti při 0,5 kgf 10 sa 0,1 mm vzdálenosti v souladu s ASTM E348-17.Tisky byly umístěny na obdélníkovou mřížku 1,26 × 0,3 mm2 přibližně 60 µm pod povrchem (obrázek 1) a poté byla vykreslena mapa tvrdosti pomocí vlastního kódu Matlab® popsaného jinde35.Kromě toho byla pomocí SEM zkoumána mikrostruktura příčného řezu zóny opotřebení.
Schéma značky opotřebení ukazující umístění příčného řezu (a) a optický mikrosnímek mapy tvrdosti ukazující značku identifikovanou v příčném řezu (b).
Mikrostruktura HCMSS ošetřená ELP sestává z homogenní karbidové sítě obklopené matricí (obr. 2a, b).EDX analýza ukázala, že šedé a tmavé karbidy byly karbidy bohaté na chrom a vanad (tabulka 1).Vypočteno z analýzy obrazu se objemový podíl karbidů odhaduje na ~22,5 % (~18,2 % s vysokým obsahem karbidů chrómu a ~4,3 % s vysokým obsahem karbidů vanadu).Průměrné velikosti zrn se standardními odchylkami jsou 0,64 ± 0,2 µm a 1,84 ± 0,4 µm pro karbidy bohaté na V a Cr (obr. 2c, d).Karbidy s vysokým V mají tendenci být kulatější s tvarovým faktorem (±SD) asi 0,88±0,03, protože hodnoty tvarového faktoru blízké 1 odpovídají kruhovým karbidům.Naproti tomu karbidy s vysokým obsahem chrómu nejsou dokonale kulaté, s tvarovým faktorem přibližně 0,56 ± 0,01, což může být způsobeno aglomerací.Difrakční píky martenzitu (a, bcc) a zbytkového austenitu (y', fcc) byly detekovány na rentgenovém obrazci HCMSS, jak je znázorněno na obr. 2e.Rentgenový obraz navíc ukazuje přítomnost sekundárních karbidů.Karbidy s vysokým obsahem chrómu byly identifikovány jako karbidy typu M3C2 a ​​M23C6.Podle údajů z literatury byly difrakční píky karbidů VC zaznamenány při ≈43° a 63°, což naznačuje, že píky VC byly maskovány píky M23C6 karbidů bohatých na chrom (obr. 2e).
Mikrostruktura vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli ošetřené EBL (a) při malém zvětšení a (b) při velkém zvětšení, vykazující karbidy bohaté na chrom a vanad a matrici z nerezové oceli (režim zpětného rozptylu elektronů).Sloupcové grafy znázorňující distribuci velikosti zrn karbidů bohatých na chrom (c) a bohatých na vanad (d).Rentgenový obrazec ukazuje přítomnost martenzitu, zadrženého austenitu a karbidů v mikrostruktuře (d).
Průměrná mikrotvrdost je 625,7 + 7,5 HV5, vykazující relativně vysokou tvrdost ve srovnání s konvenčně zpracovávanou martenzitickou nerezovou ocelí (450 HV)1 bez tepelného zpracování.Nanoindentační tvrdost karbidů s vysokým V a karbidů s vysokým Cr se uvádí mezi 12 a 32,5 GPa39 a 13-22 GPa40.Vysoká tvrdost HCMSS ošetřeného ELP je tedy způsobena vysokým obsahem uhlíku, který podporuje tvorbu karbidové sítě.HSMSS ošetřené ELP tedy vykazuje dobré mikrostrukturální charakteristiky a tvrdost bez jakékoli dodatečné post-tepelné úpravy.
Křivky průměrného koeficientu tření (CoF) pro vzorky při 3 N a 10 N jsou uvedeny na obrázku 3, rozsah minimálních a maximálních hodnot tření je označen průsvitným stínováním.Každá křivka ukazuje fázi záběhu a fázi ustáleného stavu.Fáze záběhu končí v 1,2 m s CoF (±SD) 0,41 ± 0,24,3 N a ve 3,7 m s CoF 0,71 ± 0,16,10 N, než vstoupí do fázového ustáleného stavu, když se tření zastaví.se rychle nemění.Díky malé styčné ploše a hrubé počáteční plastické deformaci se třecí síla rychle zvýšila během fáze záběhu při 3 N a 10 N, kde při 10 N došlo k vyšší třecí síle a delší kluzné vzdálenosti, což může být způsobeno na skutečnost, že ve srovnání s 3 N je povrchové poškození vyšší.Pro 3 N a 10 N jsou hodnoty CoF ve stacionární fázi 0,78 ± 0,05 a 0,67 ± 0,01.CoF je prakticky stabilní při 10 N a postupně se zvyšuje při 3 N. V omezené literatuře se CoF nerezové oceli ošetřené L-PBF ve srovnání s keramickými reakčními tělesy při nízkém aplikovaném zatížení pohybuje od 0,5 do 0,728, 20, 42, což je v dobrá shoda s naměřenými hodnotami CoF v této studii.Pokles CoF se zvyšujícím se zatížením v ustáleném stavu (asi 14,1 %) lze přičíst degradaci povrchu vyskytující se na rozhraní mezi opotřebovaným povrchem a protějškem, což bude dále diskutováno v další části prostřednictvím analýzy povrchu opotřebované vzorky.
Koeficienty tření vzorků VSMSS ošetřených ELP na kluzných drahách při 3 N a 10 N, pro každou křivku je vyznačena stacionární fáze.
Specifické míry opotřebení HKMS (625,7 HV) se odhadují na 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm a 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm při 3 N a 10 N (obr. 4).Míra opotřebení se tedy zvyšuje s rostoucím zatížením, což je v dobré shodě s existujícími studiemi o austenitu ošetřeném L-PBF a PH SS17,43.Za stejných tribologických podmínek je rychlost opotřebení při 3 N asi pětinová než u austenitické nerezové oceli ošetřené L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), jako v předchozím případě .8. Navíc rychlost opotřebení HCMSS při 3 N byla výrazně nižší než u konvenčně obráběných austenitických korozivzdorných ocelí a zejména vyšší než u vysoce izotropně lisovaných (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) a odlévané (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) obrobená austenitická nerezová ocel, 8, resp.V porovnání s těmito studiemi v literatuře je zlepšená odolnost HCMSS proti opotřebení přisuzována vysokému obsahu uhlíku a vytvořené karbidové síti vedoucí k vyšší tvrdosti než aditivně obráběné austenitické nerezové oceli konvenčně obráběné.Pro další studium rychlosti opotřebení vzorků HCMSS byl pro srovnání testován za podobných podmínek (3 N a 10 N) podobně obrobený vzorek martenzitické nástrojové oceli s vysokým obsahem uhlíku (HCMTS) (s tvrdostí 790 HV);Doplňkovým materiálem je HCMTS Surface Profile Map (doplňkový obrázek S2).Rychlost opotřebení HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) je téměř stejná jako u HCMTS při 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), což ukazuje na vynikající odolnost proti opotřebení .Tyto vlastnosti jsou připisovány především mikrostrukturálním vlastnostem HCMSS (tj. vysokému obsahu karbidů, velikosti, tvaru a distribuci karbidových částic v matrici, jak je popsáno v části 3.1).Jak již bylo dříve uvedeno31,44, obsah karbidů ovlivňuje šířku a hloubku jizvy po opotřebení a mechanismus mikroabrazivního opotřebení.Obsah karbidu je však nedostatečný k ochraně matrice při 10 N, což má za následek zvýšené opotřebení.V následující části je morfologie a topografie povrchu opotřebení použita k vysvětlení základních mechanismů opotřebení a deformace, které ovlivňují rychlost opotřebení HCMSS.Při 10 N je rychlost opotřebení VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) vyšší než u VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Naopak, tyto míry opotřebení jsou stále poměrně vysoké: za podobných testovacích podmínek je míra opotřebení povlaků na bázi chrómu a stelitu nižší než u HCMSS45,46.Konečně, vzhledem k vysoké tvrdosti oxidu hlinitého (1500 HV), byla míra párového opotřebení zanedbatelná a byly zjištěny známky přenosu materiálu ze vzorku na hliníkové kuličky.
Specifické opotřebení při ELR obrábění vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli (HMCSS), ELR obrábění vysoce uhlíkové martenzitické nástrojové oceli (HCMTS) a L-PBF, odlévání a vysoce izotropním lisování (HIP) obrábění austenitické nerezové oceli (316LSS) při různých aplikacích rychlosti jsou načteny.Bodový graf ukazuje standardní odchylku měření.Údaje pro austenitické nerezové oceli jsou převzaty z 8.
Zatímco tvrdé návary, jako je chrom a stelit, mohou poskytnout lepší odolnost proti opotřebení než aditivně obráběné slitinové systémy, aditivní obrábění může (1) zlepšit mikrostrukturu, zejména u materiálů s širokou škálou hustot.operace na koncové části;a (3) vytvoření nových povrchových topologií, jako jsou integrovaná fluidní dynamická ložiska.Kromě toho nabízí AM flexibilitu geometrického designu.Tato studie je zvláště nová a důležitá, protože je zásadní objasnit charakteristiky opotřebení těchto nově vyvinutých kovových slitin s EBM, pro které je současná literatura velmi omezená.
Morfologie opotřebovaného povrchu a morfologie opotřebovaných vzorků při 3 N jsou znázorněny na Obr.5, kde hlavním mechanismem opotřebení je otěr s následnou oxidací.Nejprve je ocelový substrát plasticky deformován a poté odstraněn, aby se vytvořily drážky o hloubce 1 až 3 µm, jak je znázorněno na profilu povrchu (obr. 5a).V důsledku třecího tepla generovaného nepřetržitým klouzáním zůstává odebraný materiál na rozhraní tribologického systému a vytváří tribologickou vrstvu skládající se z malých ostrůvků s vysokým obsahem oxidu železa obklopujících vysoké karbidy chrómu a vanadu (obrázek 5b a tabulka 2).), jak bylo také uvedeno pro austenitické nerezové oceli ošetřené L-PBF15,17.Na Obr.5c ukazuje intenzivní oxidaci probíhající ve středu jizvy po opotřebení.Vytváření třecí vrstvy je tedy usnadněno destrukcí třecí vrstvy (tj. vrstvy oxidu) (obr. 5f) nebo k odstranění materiálu dochází ve slabých oblastech v mikrostruktuře, čímž se urychluje úběr materiálu.V obou případech vede destrukce třecí vrstvy k tvorbě produktů opotřebení na rozhraní, což může být důvodem tendence ke zvýšení CoF v ustáleném stavu 3N (obr. 3).Kromě toho existují známky třídílného opotřebení způsobeného oxidy a uvolněnými částicemi opotřebení na stopě opotřebení, což v konečném důsledku vede k vytvoření mikroškrábanců na substrátu (obr. 5b, e)9,12,47.
Profil povrchu (a) a mikrofotografie (b–f) morfologie povrchu opotřebení vysokouhlíkové martenzitické nerezové oceli ošetřené ELP při 3 N, průřez značky opotřebení v režimu BSE (d) a optická mikroskopie opotřebení povrch při 3 N (g) kuličky oxidu hlinitého.
Na ocelovém substrátu se vytvořily kluzné pásy indikující plastickou deformaci v důsledku opotřebení (obr. 5e).Podobné výsledky byly získány také při studii chování při opotřebení austenitické oceli SS47 ošetřené L-PBF.Přeorientování karbidů bohatých na vanad také ukazuje na plastickou deformaci ocelové matrice během klouzání (obr. 5e).Mikrofotografie příčného řezu značky opotřebení ukazují přítomnost malých kulatých důlků obklopených mikrotrhlinami (obr. 5d), které mohou být způsobeny nadměrnou plastickou deformací v blízkosti povrchu.Přenos materiálu na kuličky oxidu hlinitého byl omezen, zatímco kuličky zůstaly neporušené (obr. 5g).
Šířka a hloubka opotřebení vzorků se zvětšovala se zvyšujícím se zatížením (při 10 N), jak ukazuje mapa topografie povrchu (obr. 6a).Otěr a oxidace jsou stále dominantními mechanismy opotřebení a nárůst počtu mikroškrábanců na stopě opotřebení ukazuje, že k třídílnému opotřebení dochází také při 10 N (obr. 6b).EDX analýza ukázala tvorbu ostrůvků oxidů bohatých na železo.Al píky ve spektrech potvrdily, že k přenosu látky z protistrany do vzorku došlo při 10 N (obr. 6c a tabulka 3), zatímco při 3 N nebyl pozorován (tabulka 2).Opotřebení tří těles je způsobeno opotřebenými částicemi z oxidových ostrůvků a analogů, kde podrobná EDX analýza odhalila přenos materiálu z analogů (doplňkový obrázek S3 a tabulka S1).Rozvoj oxidických ostrůvků souvisí s hlubokými jamkami, což je pozorováno i u 3N (obr. 5).K praskání a fragmentaci karbidů dochází především u karbidů bohatých na 10 N Cr (obr. 6e, f).Kromě toho se karbidy s vysokým V odlupují a opotřebovávají okolní matrici, což zase způsobuje třídílné opotřebení.V příčném řezu dráhy (obr. 6d) se také objevila prohlubeň podobná velikosti a tvaru jako u karbidu s vysokým V (zvýrazněno červeným kroužkem), což naznačuje, že vysoké V karbid V se může odlupovat od matrice při 10 N. Kulatý tvar karbidů s vysokým V přispívá k tahovému efektu, zatímco aglomerované karbidy s vysokým Cr jsou náchylné k praskání (obr. 6e, f).Toto chování při porušení naznačuje, že matrice překročila svou schopnost odolávat plastické deformaci a že mikrostruktura neposkytuje dostatečnou rázovou houževnatost při 10 N. Vertikální praskání pod povrchem (obr. 6d) indikuje intenzitu plastické deformace, ke které dochází při klouzání.Se zvyšujícím se zatížením dochází k přesunu materiálu z opotřebované dráhy na aluminovou kuličku (obr. 6g), která může být v ustáleném stavu při 10 N. Hlavním důvodem poklesu hodnot CoF (obr. 3).
Profil povrchu (a) a mikrofotografie (b–f) topografie opotřebovaného povrchu (b–f) z vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli ošetřené EBA při 10 N, průřez stopy opotřebení v režimu BSE (d) a povrch optického mikroskopu koule oxidu hlinitého při 10 N (g).
Během kluzného opotřebení je povrch vystaven tlakovému a smykovému napětí vyvolanému protilátkou, což má za následek významnou plastickou deformaci pod opotřebovaným povrchem34,48,49.K mechanickému zpevnění proto může dojít pod povrchem v důsledku plastické deformace, což ovlivňuje opotřebení a deformační mechanismy, které určují chování materiálu při opotřebení.Proto bylo v této studii provedeno mapování tvrdosti průřezu (jak je podrobně popsáno v části 2.4), aby se určil vývoj zóny plastické deformace (PDZ) pod dráhou opotřebení jako funkce zatížení.Jelikož, jak bylo zmíněno v předchozích částech, byly pod stopou opotřebení (obr. 5d, 6d) pozorovány zřetelné známky plastické deformace, zejména při 10 N.
Na Obr.Obrázek 7 ukazuje průřezové diagramy tvrdosti značek opotřebení HCMSS ošetřených ELP při 3 N a 10 N. Stojí za zmínku, že tyto hodnoty tvrdosti byly použity jako index pro hodnocení účinku mechanického zpevnění.Změna tvrdosti pod značkou opotřebení je z 667 na 672 HV při 3 N (obr. 7a), což naznačuje, že zpevnění je zanedbatelné.Pravděpodobně kvůli nízkému rozlišení mapy mikrotvrdosti (tj. vzdálenosti mezi značkami) nemohla použitá metoda měření tvrdosti detekovat změny tvrdosti.Naopak zóny PDZ s hodnotami tvrdosti od 677 do 686 HV s maximální hloubkou 118 µm a délkou 488 µm byly pozorovány při 10 N (obr. 7b), což koreluje s šířkou stopy opotřebení ( Obr. 6a)).Podobné údaje o variaci velikosti PDZ v závislosti na zatížení byly nalezeny ve studii opotřebení na SS47 ošetřeném L-PBF.Výsledky ukazují, že přítomnost zbytkového austenitu ovlivňuje tažnost aditivně vyráběných ocelí 3, 12, 50 a zbytkový austenit se během plastické deformace přeměňuje na martenzit (plastický efekt fázové přeměny), což zvyšuje mechanické zpevnění oceli.ocel 51. Protože vzorek VCMSS obsahoval zadržený austenit v souladu s rentgenovým difrakčním obrazcem diskutovaným dříve (obr. 2e), bylo navrženo, že zadržený austenit v mikrostruktuře by se mohl během kontaktu přeměnit na martenzit, čímž by se zvýšila tvrdost PDZ ( Obr. 7b).Kromě toho tvorba skluzu vyskytující se na stopě opotřebení (obr. 5e, 6f) také indikuje plastickou deformaci způsobenou dislokačním skluzem při působení smykového napětí při kluzném kontaktu.Smykové napětí indukované při 3 N však nebylo dostatečné pro vytvoření vysoké hustoty dislokací nebo transformace zadrženého austenitu na martenzit pozorované použitou metodou, takže deformační zpevnění bylo pozorováno pouze při 10 N (obr. 7b).
Průřezové diagramy tvrdosti stop opotřebení z vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli vystavené elektrickému výbojovému obrábění při 3 N (a) a 10 N (b).
Tato studie ukazuje chování při opotřebení a mikrostrukturální charakteristiky nové martenzitické nerezové oceli s vysokým obsahem uhlíku ošetřené ELR.Zkoušky opotřebení za sucha byly prováděny v klouzání při různém zatížení a opotřebené vzorky byly zkoumány pomocí elektronové mikroskopie, laserového profilometru a map tvrdosti příčných řezů stop opotřebení.
Mikrostrukturní analýza odhalila rovnoměrnou distribuci karbidů s vysokým obsahem chrómu (~18,2 % karbidů) a vanadu (~4,3 % karbidů) v matrici z martenzitu a zbytkového austenitu s relativně vysokou mikrotvrdostí.Dominantními mechanismy opotřebení jsou opotřebení a oxidace při nízkém zatížení, zatímco třítělesové opotřebení způsobené nataženými vysokoV karbidy a uvolněnými oxidy zrna také přispívá k opotřebení při rostoucím zatížení.Rychlost opotřebení je lepší než u L-PBF a konvenčních obráběných austenitických nerezových ocelí a dokonce je podobná jako u EBM obráběných nástrojových ocelí při nízkém zatížení.Hodnota CoF klesá s rostoucí zátěží v důsledku přesunu materiálu na protější těleso.Při použití metody mapování tvrdosti průřezu je zóna plastické deformace zobrazena pod značkou opotřebení.Možné zjemnění zrna a fázové přechody v matrici lze dále zkoumat pomocí difrakce zpětného rozptylu elektronů, aby bylo možné lépe porozumět účinkům zpevňování.Nízké rozlišení mapy mikrotvrdosti neumožňuje vizualizaci tvrdosti zóny opotřebení při nízkém aplikovaném zatížení, takže nanoindentace může poskytnout vyšší rozlišení změn tvrdosti pomocí stejné metody.
Tato studie poprvé představuje komplexní analýzu odolnosti proti opotřebení a třecích vlastností nové vysoce uhlíkové martenzitické nerezové oceli ošetřené ELR.Vzhledem ke geometrické konstrukční svobodě AM a možnosti redukce obráběcích kroků s AM by tento výzkum mohl připravit cestu pro výrobu tohoto nového materiálu a jeho použití v zařízeních souvisejících s opotřebením od hřídelí po plastové vstřikovací formy s komplikovaným chladicím kanálem.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, sv.255 (Americká společnost pro letectví a kosmonautiku, 2018).
Bajaj, P. a kol.Ocel v aditivní výrobě: přehled její mikrostruktury a vlastností.alma mater.věda.projekt.772 (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. a Passeggio, F. Poškození otěrové plochy součástí leteckého průmyslu z nerezové oceli EN 3358 během klouzání.Bratrství.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. a kol.Aditivní výroba kovových součástí – proces, struktura a výkon.programování.alma mater.věda.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. a Emmelmann S. Výroba přísad do kovů.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
Mezinárodní ASTM.Standardní terminologie pro technologii aditivní výroby.Rychlá výroba.Odborný asistent.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. a kol.Mechanické a tribologické vlastnosti nerezové oceli 316L – srovnání selektivního laserového tavení, lisování za tepla a konvenčního lití.Přidat do.výrobce.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. a Pham, MS Příspěvek mikrostruktury k aditivně vyráběným mechanizmům a anizotropii suchého posuvného opotřebení z nerezové oceli 316L.alma mater.prosinec196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. a Tatlock GJ Mechanická odezva a mechanismy deformace ocelových konstrukcí zpevněných disperzí oxidů železa získaných selektivním laserovým tavením.časopis.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI a Akhtar, F. Mechanická pevnost vyššího řádu po tepelném zpracování SLM 2507 při pokojové a zvýšené teplotě, podporovaná precipitací tvrdého/duktilního sigma.Kov (Basilej).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. a Li, S. Mikrostruktura, reakce po zahřátí a tribologické vlastnosti 3D-tištěné nerezové oceli 17-4 PH.Nošení 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., and Zhang, L. Chování zhutnění, vývoj mikrostruktury a mechanické vlastnosti kompozitů z nerezové oceli TiC/AISI420 vyrobených selektivním laserovým tavením.alma mater.prosinec187, 1–13 (2020).
Zhao X. a kol.Výroba a charakterizace nerezové oceli AISI 420 pomocí selektivního laserového tavení.alma mater.výrobce.proces.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. a Alrbey K. Vlastnosti kluzného opotřebení a korozní chování selektivního laserového tavení nerezové oceli 316L.J. Alma mater.projekt.vykonat.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. a kol.Tření a opotřebení nerezové oceli s práškovým ložem při mazání olejem [J].Tribiol.interní 104, 183–190 (2016).