Tack för att du besöker Nature.com.Du använder en webbläsarversion med begränsat CSS-stöd.För bästa upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller inaktiverar kompatibilitetsläge i Internet Explorer).Dessutom, för att säkerställa fortsatt support, visar vi webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Reglage som visar tre artiklar per bild.Använd bakåt- och nästaknapparna för att flytta genom bilderna, eller skjutkontrollknapparna i slutet för att flytta genom varje bild.

ASTM A240 304 316 rostfritt stål medeltjock platta kan skäras och anpassas Kina fabrikspris

Materialklass: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Typ: Ferritisk, Austenit, Martensit, Duplex
Teknik: Kallvalsade och varmvalsade
Certifieringar: ISO9001, CE, SGS varje år
Service: Tredjepartstestning
Leverans: inom 10-15 dagar eller med tanke på kvantitet

Rostfritt stål är en järnlegering som har en minsta kromhalt på 10,5 procent.Krominnehållet ger en tunn kromoxidfilm på stålets yta som kallas ett passiveringsskikt.Detta skikt förhindrar att korrosion uppstår på stålytan;ju större mängd krom i stålet, desto större korrosionsbeständighet.

Stålet innehåller även varierande mängder andra grundämnen som kol, kisel och mangan.Andra element kan tillsättas för att öka korrosionsbeständigheten (nickel) och formbarheten (molybden).

Beteende hos martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt (HCMSS) bestående av cirka 22,5 vol.% karbider med hög halt av krom (Cr) och vanadin (V), fixerades genom elektronstrålesmältning (EBM).Mikrostrukturen är sammansatt av martensit- och restaustenitfaser, submikron hög V och mikron hög Cr-karbider är jämnt fördelade och hårdheten är relativt hög.CoF minskar med cirka 14,1 % med ökande stationär belastning på grund av överföring av material från det slitna spåret till den motsatta kroppen.Jämfört med martensitiska verktygsstål som behandlats på samma sätt, är nötningshastigheten för HCMSS nästan densamma vid låga applicerade belastningar.Den dominerande slitningsmekanismen är avlägsnandet av stålmatrisen genom nötning följt av oxidation av slitbanan, medan trekomponentsnötning uppstår med ökande belastning.Områden med plastisk deformation under slitärret identifierade genom tvärsnittshårdhetskartläggning.Specifika fenomen som uppstår när förslitningsförhållandena ökar beskrivs som hårdmetallsprickning, hög vanadinkarbidavsöndring och formsprickning.Denna forskning belyser slitageegenskaperna hos tillsatstillverkning av HCMSS, vilket kan bana väg för produktion av EBM-komponenter för slitageapplikationer, allt från axlar till plastsprutformar.
Rostfritt stål (SS) är en mångsidig stålfamilj som ofta används inom flyg-, bil-, livsmedels- och många andra applikationer på grund av deras höga korrosionsbeständighet och lämpliga mekaniska egenskaper1,2,3.Deras höga korrosionsbeständighet beror på det höga innehållet av krom (mer än 11,5 vikt-%) i HC, vilket bidrar till bildandet av en oxidfilm med hög kromhalt på ytan1.De flesta rostfria stålsorter har dock ett lågt kolinnehåll och har därför begränsad hårdhet och slitstyrka, vilket resulterar i minskad livslängd i slitagerelaterade enheter som landningskomponenter för flyg- och rymdflyg4.Vanligtvis har de en låg hårdhet (i intervallet 180 till 450 HV), endast vissa värmebehandlade martensitiska rostfria stål har hög hårdhet (upp till 700 HV) och hög kolhalt (upp till 1,2 vikt%), vilket kan bidra till bildning av martensit.1. Kort sagt, en hög kolhalt sänker den martensitiska omvandlingstemperaturen, vilket möjliggör bildandet av en helt martensitisk mikrostruktur och förvärvet av en nötningsbeständig mikrostruktur vid höga kylningshastigheter.Hårda faser (t.ex. karbider) kan läggas till stålmatrisen för att ytterligare förbättra stansens slitstyrka.
Införandet av additiv tillverkning (AM) kan producera nya material med önskad sammansättning, mikrostrukturella egenskaper och överlägsna mekaniska egenskaper5,6.Till exempel, pulverbäddsmältning (PBF), en av de mest kommersialiserade additiva svetsprocesserna, involverar avsättning av förlegerade pulver för att bilda tätt formade delar genom att smälta pulvren med hjälp av värmekällor som laser eller elektronstrålar7.Flera studier har visat att additivt bearbetade delar av rostfritt stål kan överträffa traditionellt tillverkade delar.Till exempel har austenitiska rostfria stål som utsätts för additiv bearbetning visat sig ha överlägsna mekaniska egenskaper på grund av sin finare mikrostruktur (dvs. Hall-Petch-förhållanden)3,8,9.Värmebehandling av AM-behandlat ferritiskt rostfritt stål ger ytterligare utfällningar som ger mekaniska egenskaper liknande deras konventionella motsvarigheter3,10.Antaget tvåfas rostfritt stål med hög hållfasthet och hårdhet, bearbetat genom additiv bearbetning, där förbättrade mekaniska egenskaper beror på kromrika intermetalliska faser i mikrostrukturen11.Dessutom kan förbättrade mekaniska egenskaper hos additivhärdade martensitiska och PH rostfria stål erhållas genom att kontrollera kvarhållen austenit i mikrostrukturen och optimera bearbetnings- och värmebehandlingsparametrarna 3,12,13,14.
Hittills har de tribologiska egenskaperna hos AM austenitiska rostfria stål fått mer uppmärksamhet än andra rostfria stål.Det tribologiska beteendet för lasersmältning i ett lager av pulver (L-PBF) behandlat med 316L studerades som en funktion av AM-bearbetningsparametrarna.Det har visat sig att minimering av porositet genom att minska skanningshastigheten eller öka lasereffekten kan förbättra slitstyrkan15,16.Li et al.17 testade torrt glidande slitage under olika parametrar (belastning, frekvens och temperatur) och visade att rumstemperaturslitage är den huvudsakliga slitagemekanismen, medan ökad glidhastighet och temperatur främjar oxidation.Det resulterande oxidskiktet säkerställer att lagret fungerar, friktionen minskar med ökande temperatur och slitagehastigheten ökar vid högre temperaturer.I andra studier förbättrade tillsatsen av TiC18-, TiB219- och SiC20-partiklar till en L-PBF-behandlad 316L-matris slitstyrkan genom att bilda ett tätt arbetshärdat friktionsskikt med en ökning av volymfraktionen av hårda partiklar.Ett skyddande oxidskikt har också observerats i L-PBF12-behandlat PH-stål och SS11-duplexstål, vilket indikerar att begränsning av kvarhållen austenit genom eftervärmebehandling12 kan förbättra slitstyrkan.Som sammanfattas här är litteraturen huvudsakligen inriktad på den tribologiska prestandan för 316L SS-serien, medan det finns lite data om den tribologiska prestandan hos en serie martensitiska tillsatstillverkade rostfria stål med mycket högre kolhalt.
Elektronstrålesmältning (EBM) är en teknik som liknar L-PBF som kan bilda mikrostrukturer med eldfasta karbider såsom höga vanadin- och kromkarbider på grund av dess förmåga att nå högre temperaturer och skanningshastigheter 21, 22. Befintlig litteratur om EBM-bearbetning av rostfritt stål stål är främst inriktat på att bestämma de optimala ELM-bearbetningsparametrarna för att erhålla en mikrostruktur utan sprickor och porer och förbättra mekaniska egenskaper23, 24, 25, 26, samtidigt som man arbetar med de tribologiska egenskaperna hos EBM-behandlat rostfritt stål.Hittills har slitagemekanismen för martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt behandlat med ELR studerats under begränsade förhållanden, och allvarlig plastisk deformation har rapporterats inträffa under slipande (sandpapperstest), torra och lererosionsförhållanden27.
Denna studie undersökte slitstyrkan och friktionsegenskaperna hos martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt behandlat med ELR under torra glidförhållanden som beskrivs nedan.Först karakteriserades mikrostrukturella egenskaper med användning av svepelektronmikroskopi (SEM), energidispersiv röntgenspektroskopi (EDX), röntgendiffraktion och bildanalys.Data som erhålls med dessa metoder används sedan som bas för observationer av tribologiskt beteende genom torra fram- och återgående tester under olika belastningar, och slutligen undersöks den slitna ytmorfologin med hjälp av SEM-EDX och laserprofilometrar.Slitagehastigheten kvantifierades och jämfördes med liknande behandlade martensitiska verktygsstål.Detta gjordes för att skapa underlag för att jämföra detta SS-system med mer vanligt använda slitsystem med samma typ av behandling.Slutligen visas en tvärsnittskarta över slitbanan med hjälp av en hårdhetskartläggningsalgoritm som avslöjar den plastiska deformationen som uppstår vid kontakt.Det bör noteras att de tribologiska testerna för denna studie utfördes för att bättre förstå de tribologiska egenskaperna hos detta nya material, och inte för att simulera en specifik tillämpning.Denna studie bidrar till en bättre förståelse av de tribologiska egenskaperna hos ett nytt additivt producerat martensitiskt rostfritt stål för slitageapplikationer som kräver drift i tuffa miljöer.
Prover av martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt (HCMSS) behandlade med ELR under varumärket Vibenite® 350 har utvecklats och levererats av VBN Components AB, Sverige.Provets nominella kemiska sammansättning: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (vikt%).Först gjordes torra glidande prover (40 mm × 20 mm × 5 mm) från de erhållna rektangulära proverna (42 mm × 22 mm × 7 mm) utan någon posttermisk behandling med hjälp av elektrisk urladdningsbearbetning (EDM).Därefter maldes proverna successivt med SiC-sandpapper med en kornstorlek på 240 till 2400 R för att få en ytjämnhet (Ra) på cirka 0,15 μm.Dessutom exemplar av EBM-behandlat martensitiskt verktygsstål med hög kolhalt (HCMTS) med en nominell kemisk sammansättning av 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (vikt .%) (kommersiellt känd som Vibenite® 150) Även framställd på samma sätt.HCMTS innehåller 8 volymprocent karbider och används endast för att jämföra HCMSS-nötningshastighetsdata.
Mikrostrukturell karakterisering av HCMSS utfördes med användning av en SEM (FEI Quanta 250, USA) utrustad med en energidispersiv röntgen (EDX) XMax80-detektor från Oxford Instruments.Tre slumpmässiga mikrofotografier innehållande 3500 µm2 togs i backscattered elektron (BSE)-läge och analyserades sedan med bildanalys (ImageJ®)28 för att bestämma areafraktion (dvs. volymfraktion), storlek och form.På grund av den observerade karakteristiska morfologin togs areafraktionen lika med volymfraktionen.Dessutom beräknas formfaktorn för karbider med hjälp av formfaktorekvationen (Shfa):
Här är Ai karbidens area (µm2) och Pi är karbidens omkrets (µm)29.För att identifiera faserna utfördes pulverröntgendiffraktion (XRD) med användning av en röntgendiffraktometer (Bruker D8 Discover med en LynxEye 1D-remsdetektor) med Co-Kα-strålning (λ = 1,79026 Å).Skanna provet över 2θ-intervallet från 35° till 130° med en stegstorlek på 0,02° och en stegtid på 2 sekunder.XRD-data analyserades med hjälp av programvaran Diffract.EVA, som uppdaterade den kristallografiska databasen 2021. Dessutom användes en Vickers hårdhetstestare (Struers Durascan 80, Österrike) för att bestämma mikrohårdheten.Enligt ASTM E384-17 30-standarden gjordes 30 utskrifter på metallografiskt preparerade prover i steg om 0,35 mm under 10 s vid 5 kgf.Författarna har tidigare karakteriserat de mikrostrukturella egenskaperna hos HCMTS31.
En kulplattatribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) användes för att utföra torra, fram- och återgående slitagetester, vars konfiguration beskrivs i detalj på andra ställen31.Testparametrarna är följande: enligt standard 32 ASTM G133-05, last 3 N, frekvens 1 Hz, slaglängd 3 mm, varaktighet 1 timme.Aluminiumoxidkulor (Al2O3, noggrannhetsklass 28/ISO 3290) med en diameter på 10 mm med en makrohårdhet på cirka 1500 HV och en ytråhet (Ra) på cirka 0,05 µm, tillhandahållna av Redhill Precision, Tjeckien, användes som motvikter .Balansering valdes för att förhindra effekterna av oxidation som kan uppstå på grund av balansering och för att bättre förstå slitagemekanismerna hos prover under svåra slitageförhållanden.Det bör noteras att testparametrarna är desamma som i Ref.8 för att jämföra slitagehastighetsdata med befintliga studier.Dessutom utfördes en serie fram- och återgående tester med en belastning på 10 N för att verifiera den tribologiska prestandan vid högre belastningar, medan andra testparametrar förblev konstanta.Initiala kontakttryck enligt Hertz är 7,7 MPa och 11,5 MPa vid 3 N respektive 10 N.Under slitagetestet registrerades friktionskraften vid en frekvens på 45 Hz och den genomsnittliga friktionskoefficienten (CoF) beräknades.För varje belastning gjordes tre mätningar under omgivningsförhållanden.
Förslitningsbanan undersöktes med användning av SEM som beskrivits ovan, och EMF-analysen utfördes med användning av Aztec Acquisition-mjukvara för slitytanalys.Den slitna ytan på den parade kuben undersöktes med ett optiskt mikroskop (Keyence VHX-5000, Japan).En beröringsfri laserprofilerare (NanoFocus µScan, Tyskland) skannade slitmärket med en vertikal upplösning på ±0,1 µm längs z-axeln och 5 µm längs x- och y-axlarna.Slitärrytans profilkarta skapades i Matlab® med hjälp av x, y, z-koordinater erhållna från profilmätningarna.Flera vertikala slitbaneprofiler uttagna från ytprofilkartan används för att beräkna slitagevolymförlusten på slitbanan.Volymförlusten beräknades som produkten av den genomsnittliga tvärsnittsarean av trådprofilen och längden på slitbanan, och ytterligare detaljer om denna metod har tidigare beskrivits av författarna33.Härifrån erhålls den specifika slitagehastigheten (k) från följande formel:
Här är V volymförlusten på grund av slitage (mm3), W är den applicerade belastningen (N), L är glidavståndet (mm) och k är den specifika slitagehastigheten (mm3/Nm)34.Friktionsdata och ytprofilkartor för HCMTS ingår i tilläggsmaterialet (tilläggsbild S1 och figur S2) för att jämföra HCMSS-nötningshastigheter.
I denna studie användes en tvärsnittshårdhetskarta över slitbanan för att demonstrera det plastiska deformationsbeteendet (dvs. arbetshärdning på grund av kontakttryck) i slitzonen.De polerade proverna skars med ett skärhjul av aluminiumoxid på en skärmaskin (Struers Accutom-5, Österrike) och polerades med SiC-sandpapperskvaliteter från 240 till 4000 P längs provernas tjocklek.Mikrohårdhetsmätning vid 0,5 kgf 10 s och 0,1 mm avstånd i enlighet med ASTM E348-17.Utskrifterna placerades på ett 1,26 × 0,3 mm2 rektangulärt rutnät cirka 60 µm under ytan (Figur 1) och sedan gjordes en hårdhetskarta med den anpassade Matlab®-koden som beskrivs på annat ställe35.Dessutom undersöktes mikrostrukturen i tvärsnittet av slitzonen med användning av SEM.
Schematisk av slitmärket som visar placeringen av tvärsnittet (a) och en optisk mikrofotografi av hårdhetskartan som visar märket identifierat i tvärsnittet (b).
Mikrostrukturen hos HCMSS behandlad med ELP består av ett homogent karbidnätverk omgivet av en matris (Fig. 2a, b).EDX-analys visade att de grå och mörka karbiderna var krom- respektive vanadinrika karbider (tabell 1).Beräknat från bildanalys uppskattas volymfraktionen av karbider till ~22,5% (~18,2% höga kromkarbider och ~4,3% höga vanadinkarbider).De genomsnittliga kornstorlekarna med standardavvikelser är 0,64 ± 0,2 µm och 1,84 ± 0,4 µm för V- respektive Cr-rika karbider (fig. 2c, d).Höga V-karbider tenderar att vara rundare med en formfaktor (±SD) på cirka 0,88±0,03 eftersom formfaktorvärden nära 1 motsvarar runda karbider.Däremot är högkromkarbider inte perfekt runda, med en formfaktor på cirka 0,56 ± 0,01, vilket kan bero på agglomeration.Martensit (α, bcc) och bibehållen austenit (y', fcc) diffraktionstoppar detekterades på HCMSS-röntgenmönstret som visas i fig. 2e.Dessutom visar röntgenmönstret närvaron av sekundära karbider.Karbider med hög kromhalt har identifierats som karbider av typen M3C2 och M23C6.Enligt litteraturdata registrerades 36,37,38 diffraktionstoppar för VC-karbider vid ≈43° och 63°, vilket tyder på att VC-topparna maskerades av M23C6-topparna av kromrika karbider (Fig. 2e).
Mikrostruktur av martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt behandlat med EBL (a) vid låg förstoring och (b) vid hög förstoring, som visar krom- och vanadinrika karbider och en matris av rostfritt stål (elektronåterspridningsläge).Stapeldiagram som visar kornstorleksfördelningen av kromrika (c) och vanadinrika (d) karbider.Röntgenmönstret visar närvaron av martensit, kvarhållen austenit och karbider i mikrostrukturen (d).
Den genomsnittliga mikrohårdheten är 625,7 + 7,5 HV5, vilket visar en relativt hög hårdhet jämfört med konventionellt bearbetat martensitiskt rostfritt stål (450 HV)1 utan värmebehandling.Nanoindentationshårdheten för hög V-karbider och hög Cr-karbider rapporteras vara mellan 12 och 32,5 GPa39 respektive 13–22 GPa40.Den höga hårdheten hos HCMSS behandlad med ELP beror alltså på den höga kolhalten, vilket främjar bildandet av ett karbidnätverk.Således visar HSMSS behandlad med ELP goda mikrostrukturella egenskaper och hårdhet utan någon ytterligare posttermisk behandling.
Kurvor för den genomsnittliga friktionskoefficienten (CoF) för prover vid 3 N och 10 N presenteras i figur 3, området för minsta och maximala friktionsvärden är markerat med genomskinlig skuggning.Varje kurva visar en inkörningsfas och en stationär fas.Inkörningsfasen slutar vid 1,2 m med en CoF (±SD) på 0,41 ± 0,24,3 N och vid 3,7 m med en CoF på 0,71 ± 0,16,10 N, innan den går in i fasstabilt tillstånd när friktionen upphör.förändras inte snabbt.På grund av den lilla kontaktytan och den grova initiala plastiska deformationen ökade friktionskraften snabbt under inkörningssteget vid 3 N och 10 N, där en högre friktionskraft och en längre glidsträcka inträffade vid 10 N, vilket kan bero på till det faktum att Jämfört med 3 N är ytskadorna högre.För 3 N och 10 N är CoF-värdena i den stationära fasen 0,78 ± 0,05 respektive 0,67 ± 0,01.CoF är praktiskt taget stabil vid 10 N och ökar gradvis vid 3 N. I den begränsade litteraturen varierar CoF för L-PBF-behandlat rostfritt stål jämfört med keramiska reaktionskroppar vid låga applicerade belastningar från 0,5 till 0,728, 20, 42, vilket är i god överensstämmelse med uppmätta CoF-värden i denna studie.Minskningen av CoF med ökande belastning i stationärt tillstånd (ca 14,1%) kan tillskrivas ytförsämring som inträffar vid gränsytan mellan den slitna ytan och motsvarigheten, vilket kommer att diskuteras ytterligare i nästa avsnitt genom analys av ytan på slitna prover.
Friktionskoefficienter för VSMSS-prover behandlade med ELP på glidbanor vid 3 N och 10 N, en stationär fas markeras för varje kurva.
De specifika slitagehastigheterna för HKMS (625,7 HV) uppskattas till 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm och 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm vid 3 N respektive 10 N (fig. 4).Således ökar slitagehastigheten med ökande belastning, vilket stämmer väl överens med befintliga studier på austenit behandlad med L-PBF och PH SS17,43.Under samma tribologiska förhållanden är slitagehastigheten vid 3 N ungefär en femtedel av den för austenitiskt rostfritt stål behandlat med L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), som i föregående fall. .8. Dessutom var slitagehastigheten för HCMSS vid 3 N signifikant lägre än konventionellt bearbetade austenitiska rostfria stål och i synnerhet högre än mycket isotropa pressade (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) respektive gjutet (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) bearbetat austenitiskt rostfritt stål, 8.Jämfört med dessa studier i litteraturen tillskrivs den förbättrade slitstyrkan hos HCMSS den höga kolhalten och det bildade karbidnätverket, vilket resulterar i högre hårdhet än additivt bearbetade austenitiska rostfria stål som konventionellt bearbetas.För att ytterligare studera slitagehastigheten för HCMSS-prover testades ett liknande bearbetat högkolhaltigt martensitiskt verktygsstål (HCMTS)-prov (med en hårdhet på 790 HV) under liknande förhållanden (3 N och 10 N) för jämförelse;Kompletterande material är HCMTS Surface Profile Map (tilläggsbild S2).Slitagehastigheten för HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) är nästan densamma som för HCMTS vid 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), vilket indikerar utmärkt slitstyrka .Dessa egenskaper tillskrivs huvudsakligen de mikrostrukturella egenskaperna hos HCMSS (dvs. högt karbidinnehåll, storlek, form och fördelning av karbidpartiklar i matrisen, som beskrivs i avsnitt 3.1).Som tidigare rapporterats31,44 påverkar karbidhalten slitärrets bredd och djup och mekanismen för mikroslipande slitage.Karbidhalten är emellertid otillräcklig för att skydda formen vid 10 N, vilket resulterar i ökat slitage.I följande avsnitt används slitageytmorfologi och topografi för att förklara de underliggande slitage- och deformationsmekanismerna som påverkar slitagehastigheten för HCMSS.Vid 10 N är slitagehastigheten för VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) högre än för VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Tvärtom är dessa nötningshastigheter fortfarande ganska höga: under liknande testförhållanden är nötningshastigheten för beläggningar baserade på krom och stellit lägre än för HCMSS45,46.På grund av den höga hårdheten hos aluminiumoxiden (1500 HV) var slutligen förslitningshastigheten för parning försumbar och tecken på materialöverföring från provet till aluminiumkulorna hittades.
Specifikt slitage vid ELR-bearbetning av martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt (HMCSS), ELR-bearbetning av martensitiskt verktygsstål med hög kolhalt (HCMTS) och L-PBF, gjutning och hög isotropisk pressning (HIP) bearbetning av austenitiskt rostfritt stål (316LSS) vid olika tillämpningar hastigheter laddas.Spridningsdiagrammet visar standardavvikelsen för mätningarna.Data för austenitiska rostfria stål är hämtade från 8.
Även om hårdbeläggningar som krom och stellit kan ge bättre slitstyrka än additivt bearbetade legeringssystem, kan additiv bearbetning (1) förbättra mikrostrukturen, särskilt för material med en mängd olika densiteter.operationer på änddelen;och (3) skapande av nya yttopologier såsom integrerade vätskedynamiska lager.Dessutom erbjuder AM geometrisk designflexibilitet.Denna studie är särskilt ny och viktig eftersom det är avgörande att belysa slitageegenskaperna hos dessa nyutvecklade metallegeringar med EBM, för vilken den aktuella litteraturen är mycket begränsad.
Morfologin för den slitna ytan och morfologin för de slitna proverna vid 3 N visas i fig.5, där den huvudsakliga förslitningsmekanismen är nötning följt av oxidation.Först deformeras stålsubstratet plastiskt och avlägsnas sedan för att bilda spår 1 till 3 µm djupa, som visas i ytprofilen (fig. 5a).På grund av friktionsvärmen som genereras av kontinuerlig glidning, förblir det borttagna materialet vid gränssnittet av det tribologiska systemet och bildar ett tribologiskt skikt bestående av små öar av hög järnoxid som omger höga krom- och vanadinkarbider (Figur 5b och Tabell 2).), vilket också rapporterades för austenitiskt rostfritt stål behandlat med L-PBF15,17.På fig.5c visar intensiv oxidation som sker i mitten av slitärret.Sålunda underlättas bildningen av friktionsskiktet genom att friktionsskiktet (dvs. oxidskiktet) förstörs (fig. 5f) eller så sker avlägsnandet av material i svaga områden inom mikrostrukturen, vilket påskyndar avlägsnandet av material.I båda fallen leder förstörelsen av friktionsskiktet till bildning av slitageprodukter vid gränsytan, vilket kan vara orsaken till tendensen till en ökning av CoF i stationärt tillstånd 3N (fig. 3).Dessutom finns tecken på tredelat slitage orsakat av oxider och lösa slitpartiklar på slitbanan, vilket i slutändan leder till att det bildas mikrorepor på underlaget (Fig. 5b, e)9,12,47.
Ytprofil (a) och mikrofotografier (b–f) av slitytans morfologi hos martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt behandlat med ELP vid 3 N, tvärsnitt av slitmärket i BSE-läge (d) och optisk mikroskopi av slitaget ytan vid 3 N (g) aluminiumoxidsfärer.
Slipband bildade på stålsubstratet, vilket indikerar plastisk deformation på grund av slitage (Fig. 5e).Liknande resultat erhölls också i en studie av slitagebeteendet hos SS47 austenitiskt stål behandlat med L-PBF.Omorienteringen av vanadinrika karbider indikerar också plastisk deformation av stålmatrisen under glidning (Fig. 5e).Mikrofotografier av slitmärkets tvärsnitt visar förekomsten av små runda gropar omgivna av mikrosprickor (fig. 5d), vilket kan bero på överdriven plastisk deformation nära ytan.Materialöverföringen till aluminiumoxidsfärerna var begränsad, medan sfärerna förblev intakta (fig. 5g).
Provernas bredd och djup av slitage ökade med ökande belastning (vid 10 N), som visas i yttopografikartan (fig. 6a).Nötning och oxidation är fortfarande de dominerande slitagemekanismerna och en ökning av antalet mikrorepor på slitbanan indikerar att tredelat slitage även förekommer vid 10 N (fig. 6b).EDX-analys visade bildandet av järnrika oxidöar.Al-topparna i spektrat bekräftade att överföringen av ämnet från motparten till provet skedde vid 10 N (fig. 6c och tabell 3), medan den inte observerades vid 3 N (tabell 2).Trekroppsslitage orsakas av slitagepartiklar från oxidöar och analoger, där detaljerad EDX-analys avslöjade materialöverföring från analoger (kompletterande figur S3 och tabell S1).Utvecklingen av oxidöar är förknippad med djupa gropar, vilket också observeras i 3N (Fig. 5).Sprickbildning och fragmentering av karbider förekommer främst i karbider rika på 10 N Cr (Fig. 6e, f).Dessutom flagnar höga V-karbider och sliter på den omgivande matrisen, vilket i sin tur orsakar tredelat slitage.En grop som till storlek och form liknar den för hög-V-karbiden (markerad i röd cirkel) uppträdde också i spårets tvärsnitt (fig. 6d) (se karbidstorlek och formanalys. 3.1), vilket indikerar att det höga V-värdet karbid V kan flaga av matrisen vid 10 N. Den runda formen av hög-V-karbider bidrar till drageffekten, medan agglomererade hög-Cr-karbider är benägna att spricka (fig. 6e, f).Detta brottbeteende indikerar att matrisen har överskridit sin förmåga att motstå plastisk deformation och att mikrostrukturen inte ger tillräcklig slaghållfasthet vid 10 N. Vertikal sprickbildning under ytan (fig. 6d) indikerar intensiteten av plastisk deformation som uppstår vid glidning.När belastningen ökar sker en överföring av material från det slitna spåret till aluminiumoxidkulan (Fig. 6g), som kan vara i stationärt tillstånd vid 10 N. Den främsta orsaken till minskningen av CoF-värden (Fig. 3).
Ytprofil (a) och mikrofotografier (b–f) av sliten yttopografi (b–f) av martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt som behandlats med EBA vid 10 N, slitspårs tvärsnitt i BSE-läge (d) och optisk mikroskopyta av aluminiumoxidsfär vid 10 N (g).
Under glidförslitning utsätts ytan för antikroppsinducerade tryck- och skjuvspänningar, vilket resulterar i betydande plastisk deformation under den slitna ytan34,48,49.Därför kan arbetshärdning uppstå under ytan på grund av plastisk deformation, vilket påverkar slitaget och deformationsmekanismerna som bestämmer ett materials slitagebeteende.Därför utfördes tvärsnittshårdhetskartläggning (som beskrivs i avsnitt 2.4) i denna studie för att bestämma utvecklingen av en plastisk deformationszon (PDZ) under slitbanan som en funktion av belastning.Eftersom, som nämnts i de föregående avsnitten, tydliga tecken på plastisk deformation observerades under slitagespåret (fig. 5d, 6d), särskilt vid 10 N.
På fig.Figur 7 visar tvärsnittshårdhetsdiagram av slitagemärken av HCMSS behandlade med ELP vid 3 N och 10 N. Det är värt att notera att dessa hårdhetsvärden användes som ett index för att utvärdera effekten av arbetshärdning.Förändringen i hårdhet under slitmärket är från 667 till 672 HV vid 3 N (fig. 7a), vilket indikerar att arbetshärdningen är försumbar.Förmodligen, på grund av den låga upplösningen av mikrohårdhetskartan (dvs. avståndet mellan märkena), kunde den tillämpade hårdhetsmätmetoden inte upptäcka förändringar i hårdhet.Tvärtom observerades PDZ-zoner med hårdhetsvärden från 677 till 686 HV med ett maximalt djup på 118 µm och en längd på 488 µm vid 10 N (Fig. 7b), vilket korrelerar med slitspårets bredd ( Fig. 6a)).Liknande data om PDZ-storleksvariation med belastning hittades i en slitagestudie på SS47 behandlad med L-PBF.Resultaten visar att närvaron av kvarhållen austenit påverkar duktiliteten hos additivt tillverkade stål 3, 12, 50, och kvarhållen austenit omvandlas till martensit under plastisk deformation (plastisk effekt av fasomvandling), vilket förbättrar stålets arbetshärdning.stål 51. Eftersom VCMSS-provet innehöll kvarhållen austenit i enlighet med röntgendiffraktionsmönstret som diskuterats tidigare (fig. 2e), föreslogs det att kvarhållen austenit i mikrostrukturen kunde omvandlas till martensit under kontakt, och därigenom öka hårdheten hos PDZ ( Fig. 7b).Dessutom indikerar bildningen av glidning på slitbanan (fig. 5e, 6f) också plastisk deformation orsakad av dislokationsglidning under inverkan av skjuvspänning vid glidkontakt.Skjuvspänningen inducerad vid 3 N var emellertid otillräcklig för att producera en hög dislokationsdensitet eller omvandlingen av kvarhållen austenit till martensit observerad med den använda metoden, så arbetshärdning observerades endast vid 10 N (Fig. 7b).
Tvärsnittshårdhetsdiagram av slitspår av martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt utsatta för elektrisk urladdningsbearbetning vid 3 N (a) och 10 N (b).
Denna studie visar slitagebeteendet och mikrostrukturella egenskaper hos ett nytt martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt behandlat med ELR.Torrslitagetester utfördes i glidning under olika belastningar och slitna prover undersöktes med elektronmikroskopi, laserprofilometer och hårdhetskartor över tvärsnitt av slitspår.
Mikrostrukturanalys visade en enhetlig fördelning av karbider med hög halt av krom (~18,2% karbider) och vanadin (~4,3% karbider) i en matris av martensit och kvarhållen austenit med relativt hög mikrohårdhet.De dominerande slitagemekanismerna är slitage och oxidation vid låga belastningar, medan trekroppsslitage orsakat av sträckta hög-V-karbider och löskorniga oxider också bidrar till slitage vid ökande belastning.Slitagehastigheten är bättre än L-PBF och konventionella bearbetade austenitiska rostfria stål, och till och med liknar den för EBM-bearbetade verktygsstål vid låg belastning.CoF-värdet minskar med ökande belastning på grund av överföring av material till den motsatta kroppen.Med hjälp av kartläggningsmetoden för tvärsnittshårdhet visas den plastiska deformationszonen under slitagemärket.Möjlig kornförfining och fasövergångar i matrisen kan undersökas ytterligare med hjälp av elektronbackscatter-diffraktion för att bättre förstå effekterna av arbetshärdning.Den låga upplösningen av mikrohårdhetskartan tillåter inte visualisering av slitzonens hårdhet vid låga applicerade belastningar, så nanointryckning kan ge högre upplösningshårdhetsförändringar med samma metod.
Denna studie presenterar för första gången en omfattande analys av slitstyrkan och friktionsegenskaperna hos ett nytt martensitiskt rostfritt stål med hög kolhalt behandlat med ELR.Med tanke på den geometriska designfriheten hos AM och möjligheten att minska bearbetningsstegen med AM, kan denna forskning bana väg för produktionen av detta nya material och dess användning i slitagerelaterade enheter från axlar till plastformsprutor med komplicerad kylkanal.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. et al.Stål i additiv tillverkning: en översyn av dess mikrostruktur och egenskaper.alma mater.vetenskapen.projekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. och Passeggio, F. Skador på slitytan på EN 3358 rostfria flyg- och rymdkomponenter under glidning.Broderskap.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Additiv tillverkning av metallkomponenter – process, struktur och prestanda.programmering.alma mater.vetenskapen.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. och Emmelmann S. Tillverkning av metalltillsatser.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Standardterminologi för additiv tillverkningsteknik.Snabb produktion.Assisterande professor.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Mekaniska och tribologiska egenskaper hos 316L rostfritt stål – jämförelse av selektiv lasersmältning, varmpressning och konventionell gjutning.Lägg till.tillverkare.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., och Pham, MS Mikrostrukturbidrag till additivt tillverkad 316L rostfritt stål torrglidningsmekanismer och anisotropi.alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. och Tatlock GJ Mekanisk respons och mekanismer för deformation av stålkonstruktioner härdade med järnoxiddispersion erhållen genom selektiv lasersmältning.tidskrift.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI och Akhtar, F. Högre ordnings mekanisk hållfasthet efter värmebehandling av SLM 2507 vid rumstemperatur och förhöjda temperaturer, med hjälp av hård/duktil sigma-utfällning.Metall (Basel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., och Li, S. Mikrostruktur, eftervärmereaktion och tribologiska egenskaper hos 3D-printat 17-4 PH rostfritt stål.Bär 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. och Zhang, L. Förtätningsbeteende, mikrostrukturutveckling och mekaniska egenskaper hos TiC/AISI420-kompositer av rostfritt stål tillverkade genom selektiv lasersmältning.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Tillverkning och karakterisering av AISI 420 rostfritt stål med selektiv lasersmältning.alma mater.tillverkare.bearbeta.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. och Alrbey K. Glidande slitageegenskaper och korrosionsbeteende för selektiv lasersmältning av 316L rostfritt stål.J. Alma mater.projekt.Kör.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Friktion och slitage av pulverbädd rostfritt stål under oljesmörjning [J].Tribiol.intern 104, 183–190 (2016).