Grazas por visitar Nature.com.Estás a usar unha versión do navegador con soporte CSS limitado.Para obter a mellor experiencia, recomendámosche que utilices un navegador actualizado (ou que desactives o modo de compatibilidade en Internet Explorer).Ademais, para garantir o apoio continuo, mostramos o sitio sen estilos e JavaScript.
Control deslizante que mostra tres artigos por diapositiva.Usa os botóns atrás e seguinte para moverte polas diapositivas ou os botóns do controlador de diapositivas ao final para moverte por cada diapositiva.

A placa de espesor medio de aceiro inoxidable ASTM A240 304 316 pódese cortar e personalizar o prezo de fábrica de China

Grao do material: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tipo: Ferrítico, Austenita, Martensita, Duplex
Tecnoloxía: laminado en frío e laminado en quente
Certificacións: ISO9001, CE, SGS cada ano
Servizo: probas de terceiros
Entrega: dentro de 10-15 días ou tendo en conta a cantidade

O aceiro inoxidable é unha aliaxe de ferro que ten un contido mínimo de cromo do 10,5 por cento.O contido de cromo produce unha fina película de óxido de cromo na superficie do aceiro chamada capa de pasivación.Esta capa evita que se produza a corrosión na superficie do aceiro;canto maior sexa a cantidade de cromo no aceiro, maior será a resistencia á corrosión.

O aceiro tamén contén cantidades variadas doutros elementos como carbono, silicio e manganeso.Pódense engadir outros elementos para aumentar a resistencia á corrosión (níquel) e a conformabilidade (molibdeno).

Comportamento do aceiro inoxidable martensítico de alto carbono (HCMSS) composto por aproximadamente 22,5 vol.O % de carburos cun alto contido de cromo (Cr) e vanadio (V), foi fixado por fusión por feixe de electróns (EBM).A microestrutura componse de fases de martensita e de austenita residual, os carburos de Cr alto submicrónico V e micrómetros altos distribúense uniformemente e a dureza é relativamente alta.CoF diminúe aproximadamente un 14,1% co aumento da carga en estado estacionario debido á transferencia de material da pista desgastada ao corpo oposto.En comparación cos aceiros para ferramentas martensíticos tratados do mesmo xeito, a taxa de desgaste do HCMSS é case a mesma a baixas cargas aplicadas.O mecanismo de desgaste dominante é a eliminación da matriz de aceiro por abrasión seguida da oxidación da pista de desgaste, mentres que o desgaste abrasivo de tres compoñentes prodúcese ao aumentar a carga.Áreas de deformación plástica baixo a cicatriz de desgaste identificadas mediante mapeo de dureza de sección transversal.Fenómenos específicos que se producen a medida que aumentan as condicións de desgaste descríbense como rachaduras de carburo, rotura de carburo de vanadio elevado e rachaduras da matriz.Esta investigación arroxa luz sobre as características de desgaste da fabricación aditiva HCMSS, que podería abrir o camiño para a produción de compoñentes EBM para aplicacións de desgaste que van desde eixes ata moldes de inxección de plástico.
O aceiro inoxidable (SS) é unha familia versátil de aceiros moi utilizados na industria aeroespacial, automotriz, alimentaria e moitas outras aplicacións debido á súa alta resistencia á corrosión e ás súas propiedades mecánicas adecuadas1,2,3.A súa alta resistencia á corrosión débese ao alto contido de cromo (máis do 11,5 % en peso) no HC, que contribúe á formación dunha película de óxido cun alto contido de cromo na superficie1.Non obstante, a maioría das calidades de aceiro inoxidable teñen un baixo contido de carbono e, polo tanto, teñen unha dureza e unha resistencia ao desgaste limitadas, o que reduce a vida útil dos dispositivos relacionados co desgaste, como os compoñentes de aterraxe aeroespacial4.Normalmente teñen unha dureza baixa (no rango de 180 a 450 HV), só algúns aceiros inoxidables martensíticos tratados térmicamente teñen unha dureza elevada (ata 700 HV) e un alto contido de carbono (ata 1,2% en peso), o que pode contribuír á formación de martensita.1. En resumo, un alto contido de carbono reduce a temperatura de transformación martensítica, permitindo a formación dunha microestrutura totalmente martensítica e a adquisición dunha microestrutura resistente ao desgaste a altas velocidades de arrefriamento.As fases duras (por exemplo, carburos) pódense engadir á matriz de aceiro para mellorar aínda máis a resistencia ao desgaste da matriz.
A introdución da fabricación aditiva (AM) pode producir novos materiais coa composición desexada, características microestruturais e propiedades mecánicas superiores5,6.Por exemplo, a fusión en leito de po (PBF), un dos procesos de soldadura aditiva máis comercializados, consiste na deposición de pós prealiados para formar pezas pechadas mediante a fusión dos po mediante fontes de calor como láseres ou feixes de electróns7.Varios estudos demostraron que as pezas de aceiro inoxidable mecanizadas aditivamente poden superar as pezas feitas tradicionalmente.Por exemplo, demostrouse que os aceiros inoxidables austeníticos sometidos a procesamento aditivo teñen propiedades mecánicas superiores debido á súa microestrutura máis fina (é dicir, relacións Hall-Petch)3,8,9.O tratamento térmico do aceiro inoxidable ferrítico tratado con AM produce precipitados adicionais que proporcionan propiedades mecánicas similares ás súas contrapartes convencionais3,10.Aceiro inoxidable de dobre fase adoptado con alta resistencia e dureza, procesado mediante procesamento aditivo, onde as propiedades mecánicas melloradas débense a fases intermetálicas ricas en cromo na microestrutura11.Ademais, pódense obter propiedades mecánicas melloradas dos aceiros inoxidables PH e martensíticos endurecidos aditivos controlando a austenita retida na microestrutura e optimizando os parámetros de mecanizado e tratamento térmico 3,12,13,14.
Ata a data, as propiedades tribolóxicas dos aceiros inoxidables austeníticos AM recibiron máis atención que outros aceiros inoxidables.Estudouse o comportamento tribolóxico da fusión con láser nunha capa de po (L-PBF) tratada con 316L en función dos parámetros de procesamento AM.Demostrouse que minimizar a porosidade reducindo a velocidade de dixitalización ou aumentando a potencia do láser pode mellorar a resistencia ao desgaste15,16.Li et al.17 probaron o desgaste de deslizamento en seco baixo varios parámetros (carga, frecuencia e temperatura) e demostraron que o desgaste da temperatura ambiente é o principal mecanismo de desgaste, mentres que o aumento da velocidade de deslizamento e da temperatura favorece a oxidación.A capa de óxido resultante garante o funcionamento do rodamento, a fricción diminúe co aumento da temperatura e a taxa de desgaste aumenta a temperaturas máis altas.Noutros estudos, a adición de partículas de TiC18, TiB219 e SiC20 a unha matriz 316L tratada con L-PBF mellorou a resistencia ao desgaste ao formar unha capa de fricción densa endurecida por traballo cun aumento da fracción de volume das partículas duras.Tamén se observou unha capa de óxido protectora no aceiro PH tratado con L-PBF12 e no aceiro dúplex SS11, o que indica que limitar a austenita retida mediante o tratamento post-calor12 pode mellorar a resistencia ao desgaste.Como se resume aquí, a literatura céntrase principalmente no rendemento tribolóxico da serie 316L SS, mentres que hai poucos datos sobre o rendemento tribolóxico dunha serie de aceiros inoxidables martensíticos fabricados aditivamente cun contido de carbono moito maior.
Electron Beam Melting (EBM) é unha técnica similar á L-PBF capaz de formar microestruturas con carburos refractarios como altos carburos de vanadio e cromo debido á súa capacidade para alcanzar temperaturas e velocidades de exploración máis altas 21, 22. Literatura existente sobre o procesamento EBM de acero inoxidable. o aceiro céntrase principalmente en determinar os parámetros óptimos de procesamento de ELM para obter unha microestrutura sen fendas e poros e mellorar as propiedades mecánicas23, 24, 25, 26, mentres se traballa nas propiedades tribolóxicas do aceiro inoxidable tratado con EBM.Ata o momento, estudouse o mecanismo de desgaste do aceiro inoxidable martensítico de alto contido de carbono tratado con ELR en condicións limitadas, e informouse de que se produciu unha deformación plástica severa en condicións de abrasivo (proba de papel de lixa), seco e erosión do barro27.
Este estudo investigou a resistencia ao desgaste e as propiedades de fricción do aceiro inoxidable martensítico de alto carbono tratado con ELR en condicións de deslizamento en seco descritas a continuación.En primeiro lugar, caracterizáronse as características microestruturais mediante microscopía electrónica de varrido (SEM), espectroscopia de raios X de dispersión de enerxía (EDX), difracción de raios X e análise de imaxes.A continuación, os datos obtidos con estes métodos utilízanse como base para as observacións do comportamento tribolóxico mediante ensaios alternativos en seco baixo diversas cargas e, finalmente, examínase a morfoloxía da superficie desgastada mediante perfilómetros SEM-EDX e láser.A taxa de desgaste cuantificouse e comparouse con aceiros para ferramentas martensíticos tratados de xeito similar.Isto fíxose co fin de crear unha base para comparar este sistema de SS con sistemas de desgaste máis utilizados co mesmo tipo de tratamento.Finalmente, móstrase un mapa de sección transversal do camiño de desgaste mediante un algoritmo de mapeo de dureza que revela a deformación plástica que se produce durante o contacto.Cómpre sinalar que as probas tribolóxicas deste estudo realizáronse para coñecer mellor as propiedades tribolóxicas deste novo material, e non para simular unha aplicación específica.Este estudo contribúe a unha mellor comprensión das propiedades tribolóxicas dun novo aceiro inoxidable martensítico producido aditivamente para aplicacións de desgaste que requiren operación en ambientes duros.
VBN Components AB, Suecia, desenvolveu e proporcionou mostras de aceiro inoxidable martensítico de alto carbono (HCMSS) tratadas con ELR baixo a marca Vibenite® 350.A composición química nominal da mostra: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% en peso).En primeiro lugar, realizáronse mostras de deslizamento en seco (40 mm × 20 mm × 5 mm) a partir das mostras rectangulares obtidas (42 mm × 22 mm × 7 mm) sen ningún tratamento post-térmico mediante mecanizado de descarga eléctrica (EDM).Despois, as mostras foron moídas sucesivamente con papel de lixa de SiC cun tamaño de gran de 240 a 2400 R para obter unha rugosidade superficial (Ra) duns 0,15 μm.Ademais, mostras de aceiro para ferramentas martensítico de alto carbono (HCMTS) tratado con EBM cunha composición química nominal de 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (peso .%) (coñecido comercialmente como Vibenite® 150) Tamén se prepara do mesmo xeito.O HCMTS contén un 8% de carburos en volume e só se usa para comparar os datos da taxa de desgaste do HCMSS.
A caracterización microestrutural do HCMSS realizouse mediante un SEM (FEI Quanta 250, EUA) equipado cun detector XMax80 de raios X de dispersión de enerxía (EDX) de Oxford Instruments.Tomáronse tres microfotografías aleatorias que conteñen 3500 µm2 en modo de electróns retrodispersados ​​(BSE) e despois analizáronse mediante análise de imaxes (ImageJ®)28 para determinar a fracción de área (é dicir, a fracción de volume), o tamaño e a forma.Debido á morfoloxía característica observada, tomouse a fracción de área igual á fracción de volume.Ademais, o factor de forma dos carburos calcúlase mediante a ecuación do factor de forma (Shfa):
Aquí Ai é a área do carburo (µm2) e Pi é o perímetro do carburo (µm)29.Para identificar as fases, realizouse a difracción de raios X en po (XRD) mediante un difractómetro de raios X (Bruker D8 Discover cun detector de tiras LynxEye 1D) con radiación Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Escanear a mostra no intervalo 2θ de 35° a 130° cun tamaño de paso de 0,02° e un tempo de paso de 2 segundos.Os datos XRD foron analizados mediante o software Diffract.EVA, que actualizou a base de datos cristalográfica en 2021. Ademais, utilizouse un comprobador de dureza Vickers (Struers Durascan 80, Austria) para determinar a microdureza.Segundo a norma ASTM E384-17 30, realizáronse 30 impresións en mostras preparadas metalograficamente en incrementos de 0,35 mm durante 10 s a 5 kgf.Os autores caracterizaron previamente as características microestruturais de HCMTS31.
Utilizouse un tribómetro de placa esférica (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, EUA) para realizar probas de desgaste alternativo en seco, cuxa configuración se detalla noutro lugar31.Os parámetros da proba son os seguintes: segundo a norma 32 ASTM G133-05, carga 3 N, frecuencia 1 Hz, carreira 3 mm, duración 1 hora.Como contrapesos utilizáronse bolas de óxido de aluminio (Al2O3, clase de precisión 28/ISO 3290) cun diámetro de 10 mm cunha macrodureza de aproximadamente 1500 HV e unha rugosidade superficial (Ra) duns 0,05 µm, proporcionadas por Redhill Precision, República Checa. .Elixiuse o equilibrado para previr os efectos da oxidación que poden producirse debido ao equilibrado e para comprender mellor os mecanismos de desgaste das mostras en condicións severas de desgaste.Hai que ter en conta que os parámetros da proba son os mesmos que na Ref.8 para poder comparar os datos da taxa de desgaste cos estudos existentes.Ademais, realizáronse unha serie de ensaios alternativos cunha carga de 10 N para verificar o rendemento tribolóxico a maiores cargas, mentres que outros parámetros da proba se mantiveron constantes.As presións de contacto iniciais segundo Hertz son 7,7 MPa e 11,5 MPa a 3 N e 10 N, respectivamente.Durante a proba de desgaste, rexistrouse a forza de rozamento a unha frecuencia de 45 Hz e calculouse o coeficiente de rozamento medio (CoF).Para cada carga realizáronse tres medicións en condicións ambientais.
Examinouse a traxectoria de desgaste mediante o SEM descrito anteriormente e a análise EMF realizouse mediante o software de análise de superficies de desgaste Aztec Acquisition.A superficie desgastada do cubo emparellado examinouse mediante un microscopio óptico (Keyence VHX-5000, Xapón).Un perfilador láser sen contacto (NanoFocus µScan, Alemaña) escaneou a marca de desgaste cunha resolución vertical de ±0,1 µm ao longo do eixe z e 5 µm ao longo dos eixes x e y.O mapa do perfil da superficie da cicatriz de desgaste creouse en Matlab® utilizando as coordenadas x, y, z obtidas das medicións do perfil.Para calcular a perda de volume de desgaste na traxectoria de desgaste utilízanse varios perfís verticais de traxectoria de desgaste extraídos do mapa de perfil de superficie.A perda de volume calculouse como o produto da área da sección transversal media do perfil do fío e a lonxitude da pista de desgaste, e os detalles adicionais deste método foron previamente descritos polos autores33.A partir de aquí, a taxa de desgaste específico (k) obtense a partir da seguinte fórmula:
Aquí V é a perda de volume debido ao desgaste (mm3), W é a carga aplicada (N), L é a distancia de deslizamento (mm) e k é a taxa de desgaste específico (mm3/Nm)34.Os datos de fricción e os mapas de perfís de superficie para HCMTS inclúense no material suplementario (Figura S1 e Figura S2 complementarias) para comparar as taxas de desgaste do HCMSS.
Neste estudo, utilizouse un mapa de dureza transversal da traxectoria de desgaste para demostrar o comportamento da deformación plástica (é dicir, o endurecemento por traballo debido á presión de contacto) da zona de desgaste.As mostras pulidas cortáronse cunha roda de corte de óxido de aluminio nunha máquina de corte (Struers Accutom-5, Austria) e pulironse con papel de lixa SiC de graos de 240 a 4000 P ao longo do espesor das mostras.Medición de microdureza a 0,5 kgf 10 s e 0,1 mm de distancia segundo ASTM E348-17.As impresións colocáronse nunha reixa rectangular de 1,26 × 0,3 mm2 aproximadamente a 60 µm por debaixo da superficie (Figura 1) e despois representouse un mapa de dureza utilizando o código Matlab® personalizado descrito noutro lugar35.Ademais, examinouse a microestrutura da sección transversal da zona de desgaste mediante SEM.
Esquema da marca de desgaste que mostra a localización da sección transversal (a) e unha micrografía óptica do mapa de dureza que mostra a marca identificada na sección transversal (b).
A microestrutura de HCMSS tratada con ELP consiste nunha rede de carburo homoxénea rodeada por unha matriz (Fig. 2a, b).A análise EDX mostrou que os carburos grises e escuros eran carburos ricos en cromo e vanadio, respectivamente (táboa 1).Calculada a partir da análise de imaxes, estímase que a fracción de volume dos carburos é de ~22,5% (~18,2% de carburos de cromo e ~4,3% de carburos de vanadio).Os tamaños de grans medios con desviacións estándar son 0,64 ± 0,2 µm e 1,84 ± 0,4 µm para os carburos ricos en V e Cr, respectivamente (Fig. 2c, d).Os carburos de alta V tenden a ser máis redondos cun factor de forma (± SD) de aproximadamente 0,88 ± 0,03 porque os valores do factor de forma próximos a 1 corresponden a carburos redondos.Pola contra, os carburos de cromo altos non son perfectamente redondos, cun factor de forma de aproximadamente 0,56 ± 0,01, que pode deberse á aglomeración.Os picos de difracción de martensita (α, bcc) e de austenita retida (γ', fcc) detectáronse no patrón de raios X do HCMSS como se mostra na figura 2e.Ademais, o patrón de raios X mostra a presenza de carburos secundarios.Os carburos de cromo altos foron identificados como carburos de tipo M3C2 e M23C6.Segundo os datos da literatura, 36,37,38 picos de difracción dos carburos VC foron rexistrados a ≈43° e 63°, o que suxire que os picos VC estaban enmascarados polos picos M23C6 de carburos ricos en cromo (Fig. 2e).
Microestrutura de aceiro inoxidable martensítico de alto carbono tratado con EBL (a) a baixo aumento e (b) a alto aumento, mostrando carburos ricos en cromo e vanadio e unha matriz de aceiro inoxidable (modo de retrodispersión de electróns).Gráficos de barras que mostran a distribución do tamaño de gran dos carburos ricos en cromo (c) e ricos en vanadio (d).O patrón de raios X mostra a presenza de martensita, austenita retida e carburos na microestrutura (d).
A microdureza media é de 625,7 + 7,5 HV5, mostrando unha dureza relativamente alta en comparación co aceiro inoxidable martensítico procesado convencionalmente (450 HV)1 sen tratamento térmico.A dureza de nanoindentación dos carburos de alto V e dos carburos de alto Cr está entre 12 e 32,5 GPa39 e 13-22 GPa40, respectivamente.Así, a alta dureza do HCMSS tratado con ELP débese ao alto contido de carbono, que favorece a formación dunha rede de carburo.Así, o HSMSS tratado con ELP mostra boas características microestruturais e dureza sen ningún tratamento post-térmico adicional.
As curvas do coeficiente de rozamento medio (CoF) para mostras a 3 N e 10 N preséntanse na figura 3, o intervalo de valores de rozamento mínimo e máximo está marcado con sombreado translúcido.Cada curva mostra unha fase de rodaxe e unha fase de estado estacionario.A fase de rodaxe remata a 1,2 m cun CoF (±SD) de 0,41 ± 0,24,3 N e a 3,7 m cun CoF de 0,71 ± 0,16,10 N, antes de entrar no estado estacionario da fase cando se detén o rozamento.non cambia rapidamente.Debido á pequena área de contacto e á rugosa deformación plástica inicial, a forza de rozamento aumentou rapidamente durante a fase de rodaxe a 3 N e 10 N, onde se produciu unha maior forza de rozamento e unha maior distancia de deslizamento a 10 N, o que pode deberse. ao feito de que En comparación con 3 N, o dano superficial é maior.Para 3 N e 10 N, os valores de CoF na fase estacionaria son 0,78 ± 0,05 e 0,67 ± 0,01, respectivamente.CoF é practicamente estable a 10 N e aumenta gradualmente a 3 N. Na literatura limitada, o CoF do aceiro inoxidable tratado con L-PBF en comparación cos corpos de reacción cerámicos a baixas cargas aplicadas varía de 0,5 a 0,728, 20, 42, que está en bo acordo cos valores de CoF medidos neste estudo.A diminución do CoF co aumento da carga en estado estacionario (aproximadamente un 14,1%) pódese atribuír á degradación da superficie que se produce na interface entre a superficie desgastada e a contraparte, que se analizará con máis detalle na seguinte sección mediante a análise da superficie da superficie desgastada. mostras usadas.
Coeficientes de rozamento das mostras VSMSS tratadas con ELP en camiños de deslizamento a 3 N e 10 N, márcase unha fase estacionaria para cada curva.
As taxas de desgaste específicas de HKMS (625,7 HV) estímase en 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm e 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm a 3 N e 10 N, respectivamente (Fig. 4).Así, a taxa de desgaste aumenta co aumento da carga, o que concorda ben cos estudos existentes sobre austenita tratada con L-PBF e PH SS17,43.Baixo as mesmas condicións tribolóxicas, a taxa de desgaste a 3 N é de aproximadamente un quinto que para o aceiro inoxidable austenítico tratado con L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), como no caso anterior. .8. Ademais, a taxa de desgaste de HCMSS a 3 N foi significativamente menor que os aceiros inoxidables austeníticos mecanizados convencionalmente e, en particular, maior que os prensados ​​altamente isotrópicos (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) e fundido (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) mecanizado de aceiro inoxidable austenítico, 8, respectivamente.En comparación con estes estudos da literatura, a mellora da resistencia ao desgaste do HCMSS atribúese ao alto contido en carbono e á rede de carburo formada que resulta nunha dureza máis elevada que os aceiros inoxidables austeníticos mecanizados aditivamente e mecanizados convencionalmente.Para seguir estudando a taxa de desgaste das mostras de HCMSS, probouse unha mostra de aceiro para ferramentas martensíticos de alto carbono (HCMTS) mecanizada de xeito similar (cunha dureza de 790 HV) en condicións similares (3 N e 10 N) para a súa comparación;O material complementario é o mapa de perfil de superficie HCMTS (figura complementaria S2).A taxa de desgaste do HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) é case a mesma que a do HCMTS a 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), o que indica unha excelente resistencia ao desgaste. .Estas características atribúense principalmente ás características microestruturais do HCMSS (é dicir, alto contido de carburo, tamaño, forma e distribución das partículas de carburo na matriz, como se describe na sección 3.1).Como se informou anteriormente31,44, o contido de carburo afecta o ancho e profundidade da cicatriz de desgaste e o mecanismo de desgaste micro-abrasivo.Non obstante, o contido de carburo é insuficiente para protexer a matriz a 10 N, o que provoca un maior desgaste.Na seguinte sección, utilízase a morfoloxía e topografía da superficie de desgaste para explicar os mecanismos de desgaste e deformación subxacentes que afectan á taxa de desgaste do HCMSS.A 10 N, a taxa de desgaste do VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) é maior que a do VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Pola contra, estas taxas de desgaste aínda son bastante altas: en condicións de proba similares, a taxa de desgaste dos revestimentos a base de cromo e estelite é menor que a do HCMSS45,46.Finalmente, debido á alta dureza da alúmina (1500 HV), a taxa de desgaste de acoplamento foi insignificante e atopáronse sinais de transferencia de material da mostra ás bólas de aluminio.
Desgaste específico en mecanizado ELR de aceiro inoxidable martensítico de alto carbono (HMCSS), mecanizado ELR de aceiro de ferramentas martensítico de alto carbono (HCMTS) e L-PBF, fundición e mecanizado de alta presión isotrópica (HIP) de aceiro inoxidable austenítico (316LSS) en diversas aplicacións. as velocidades están cargadas.O diagrama de dispersión mostra a desviación estándar das medidas.Os datos dos aceiros inoxidables austeníticos son tomados de 8.
Aínda que os revestimentos duros como o cromo e o estelite poden proporcionar unha mellor resistencia ao desgaste que os sistemas de aliaxe mecanizados aditivos, o mecanizado aditivo pode (1) mellorar a microestrutura, especialmente para materiais cunha gran variedade de densidades.operacións na parte final;e (3) creación de novas topoloxías de superficie, tales como rodamentos dinámicos de fluídos integrados.Ademais, AM ofrece flexibilidade de deseño xeométrico.Este estudo é particularmente novedoso e importante xa que é fundamental dilucidar as características de desgaste destas aliaxes metálicas de recente desenvolvemento con EBM, para as que a literatura actual é moi limitada.
Na fig.5, onde o principal mecanismo de desgaste é a abrasión seguida da oxidación.En primeiro lugar, o substrato de aceiro defórmase plasticamente e despois elimínase para formar sucos de 1 a 3 µm de profundidade, como se mostra no perfil da superficie (Fig. 5a).Debido á calor de fricción xerada polo deslizamento continuo, o material eliminado permanece na interface do sistema tribolóxico, formando unha capa tribolóxica formada por pequenas illas de óxido de ferro alto que rodean carburos de cromo e vanadio altos (Figura 5b e Táboa 2).), como tamén se informou para o aceiro inoxidable austenítico tratado con L-PBF15,17.Sobre a fig.5c mostra unha oxidación intensa que se produce no centro da cicatriz de desgaste.Así, a formación da capa de fricción é facilitada pola destrución da capa de fricción (é dicir, a capa de óxido) (Fig. 5f) ou a eliminación de material ocorre en zonas débiles dentro da microestrutura, acelerando así a eliminación de material.En ambos os casos, a destrución da capa de fricción leva á formación de produtos de desgaste na interface, o que pode ser o motivo da tendencia a un aumento do CoF no estado estacionario 3N (Fig. 3).Ademais, hai signos de desgaste en tres partes causado por óxidos e partículas de desgaste soltas na pista de desgaste, o que finalmente leva á formación de microarañazos no substrato (Fig. 5b, e)9,12,47.
Perfil da superficie (a) e microfotografías (b–f) da morfoloxía da superficie de desgaste do aceiro inoxidable martensítico de alto carbono tratado con ELP a 3 N, sección transversal da marca de desgaste no modo EEB (d) e microscopía óptica do desgaste. superficie a 3 N (g) esferas de alúmina.
Bandas de deslizamento formadas no substrato de aceiro, indicando deformación plástica debido ao desgaste (Fig. 5e).Tamén se obtiveron resultados similares nun estudo do comportamento ao desgaste do aceiro austenítico SS47 tratado con L-PBF.A reorientación dos carburos ricos en vanadio tamén indica a deformación plástica da matriz de aceiro durante o deslizamento (Fig. 5e).As micrografías da sección transversal da marca de desgaste mostran a presenza de pequenas fosas redondas rodeadas de microgrietas (Fig. 5d), que poden deberse a unha deformación plástica excesiva preto da superficie.A transferencia de material ás esferas de óxido de aluminio foi limitada, mentres que as esferas permaneceron intactas (Fig. 5g).
O ancho e profundidade de desgaste das mostras aumentaron co aumento da carga (a 10 N), como se mostra no mapa topográfico da superficie (Fig. 6a).A abrasión e a oxidación aínda son os mecanismos de desgaste dominantes, e un aumento no número de micro-raiaduras na pista de desgaste indica que tamén se produce un desgaste de tres partes a 10 N (Fig. 6b).A análise EDX mostrou a formación de illas de óxidos ricas en ferro.Os picos de Al nos espectros confirmaron que a transferencia da substancia da contraparte á mostra produciuse a 10 N (Fig. 6c e Táboa 3), mentres que non se observou a 3 N (Táboa 2).O desgaste de tres corpos é causado por partículas de desgaste de illas de óxido e análogos, onde a análise detallada EDX revelou o arrastre de material dos análogos (Figura complementaria S3 e táboa S1).O desenvolvemento de illas de óxidos está asociado a pozos profundos, o que tamén se observa en 3N (Fig. 5).A rachadura e a fragmentación dos carburos ocorren principalmente en carburos ricos en 10 N Cr (Fig. 6e, f).Ademais, os carburos de alta V desgastan e desgastan a matriz circundante, o que á súa vez provoca un desgaste de tres partes.Na sección transversal da vía (Fig. 6d) tamén apareceu un foso similar en tamaño e forma ao do carburo de V alta (resaltado en círculo vermello) (ver análise de tamaño e forma do carburo. 3.1), o que indica que a V alta. O carburo V pode desprenderse da matriz a 10 N. A forma redonda dos carburos de alto V contribúe ao efecto de tracción, mentres que os carburos de alto Cr aglomerados son propensos a rachar (Fig. 6e, f).Este comportamento de fallo indica que a matriz superou a súa capacidade para soportar a deformación plástica e que a microestrutura non proporciona suficiente resistencia ao impacto a 10 N. A gretadura vertical baixo a superficie (Fig. 6d) indica a intensidade da deformación plástica que se produce durante o deslizamento.A medida que aumenta a carga, prodúcese unha transferencia de material desde a pista desgastada á bola de alúmina (Fig. 6g), que pode estar en estado estacionario a 10 N. A razón principal da diminución dos valores de CoF (Fig. 3).
Perfil da superficie (a) e microfotografías (b–f) da topografía superficial desgastada (b–f) de aceiro inoxidable martensítico de alto carbono tratado con EBA a 10 N, sección transversal da pista de desgaste no modo EEB (d) e superficie do microscopio óptico de esfera de alúmina a 10 N (g).
Durante o desgaste por deslizamento, a superficie está sometida a esforzos de compresión e cizallamento inducidos por anticorpos, o que resulta nunha importante deformación plástica baixo a superficie desgastada34,48,49.Polo tanto, o endurecemento por traballo pode producirse debaixo da superficie debido á deformación plástica, afectando aos mecanismos de desgaste e deformación que determinan o comportamento ao desgaste dun material.Polo tanto, neste estudo realizouse un mapeo de dureza da sección transversal (como se detalla na sección 2.4) para determinar o desenvolvemento dunha zona de deformación plástica (PDZ) por debaixo do camiño de desgaste en función da carga.Xa que, como se mencionou nos apartados anteriores, observáronse claros signos de deformación plástica por debaixo da traza de desgaste (Fig. 5d, 6d), especialmente a 10 N.
Sobre a fig.A figura 7 mostra diagramas de dureza en sección transversal das marcas de desgaste de HCMSS tratadas con ELP a 3 N e 10 N. Cabe destacar que estes valores de dureza foron utilizados como índice para avaliar o efecto do endurecemento por traballo.O cambio de dureza por debaixo da marca de desgaste é de 667 a 672 HV a 3 N (Fig. 7a), o que indica que o endurecemento por traballo é insignificante.Presumiblemente, debido á baixa resolución do mapa de microdureza (é dicir, a distancia entre as marcas), o método de medición de dureza aplicado non puido detectar cambios na dureza.Pola contra, observáronse zonas PDZ con valores de dureza de 677 a 686 HV cunha profundidade máxima de 118 µm e unha lonxitude de 488 µm a 10 N (Fig. 7b), que se correlaciona co ancho da pista de desgaste ( Fig. 6a)).Atopáronse datos similares sobre a variación do tamaño do PDZ coa carga nun estudo de desgaste en SS47 tratado con L-PBF.Os resultados mostran que a presenza de austenita retida afecta á ductilidade dos aceiros fabricados aditivamente 3, 12, 50 e que a austenita retida transfórmase en martensita durante a deformación plástica (efecto plástico da transformación de fase), o que mellora o endurecemento por traballo do aceiro.aceiro 51. Dado que a mostra VCMSS contiña austenita retida de acordo co patrón de difracción de raios X comentado anteriormente (Fig. 2e), suxeriuse que a austenita retida na microestrutura podería transformarse en martensita durante o contacto, aumentando así a dureza do PDZ ( Fig. 7b).Ademais, a formación de escorregamento que se produce na pista de desgaste (Fig. 5e, 6f) tamén indica a deformación plástica causada polo deslizamento de dislocación baixo a acción do esforzo cortante no contacto de deslizamento.Non obstante, o esforzo cortante inducido a 3 N foi insuficiente para producir unha alta densidade de dislocación ou a transformación da austenita retida en martensita observada polo método utilizado, polo que o endurecemento por traballo só se observou a 10 N (Fig. 7b).
Diagramas de dureza de seccións de pistas de desgaste de aceiro inoxidable martensítico con alto contido de carbono sometidos a mecanizado por descarga eléctrica a 3 N (a) e 10 N (b).
Este estudo mostra o comportamento ao desgaste e as características microestruturais dun novo aceiro inoxidable martensítico de alto contido de carbono tratado con ELR.Realizáronse probas de desgaste en seco no deslizamento baixo diversas cargas, e examináronse mostras desgastadas mediante microscopía electrónica, perfilómetro láser e mapas de dureza de seccións transversais de pistas de desgaste.
A análise microestrutural revelou unha distribución uniforme de carburos cun alto contido de cromo (~18,2% de carburos) e vanadio (~4,3% de carburos) nunha matriz de martensita e austenita retida cunha microdureza relativamente alta.Os mecanismos de desgaste dominantes son o desgaste e a oxidación a baixas cargas, mentres que o desgaste de tres corpos causado por carburos de alta V estirado e óxidos de grans soltos tamén contribúe ao desgaste a cargas crecentes.O índice de desgaste é mellor que o L-PBF e os aceiros inoxidables austeníticos mecanizados convencionais, e mesmo similar ao dos aceiros para ferramentas mecanizados EBM con baixas cargas.O valor de CoF diminúe co aumento da carga debido á transferencia de material ao corpo oposto.Usando o método de mapeo de dureza da sección transversal, a zona de deformación plástica móstrase debaixo da marca de desgaste.O posible refinamento de grans e as transicións de fase na matriz pódense investigar máis a fondo mediante a difracción de retrodispersión electrónica para comprender mellor os efectos do endurecemento por traballo.A baixa resolución do mapa de microdureza non permite visualizar a dureza da zona de desgaste a baixas cargas aplicadas, polo que a nanoindentación pode proporcionar cambios de dureza de maior resolución usando o mesmo método.
Este estudo presenta por primeira vez unha análise exhaustiva da resistencia ao desgaste e as propiedades de fricción dun novo aceiro inoxidable martensítico de alto contido de carbono tratado con ELR.Tendo en conta a liberdade de deseño xeométrico de AM e a posibilidade de reducir os pasos de mecanizado con AM, esta investigación podería abrir o camiño para a produción deste novo material e o seu uso en dispositivos relacionados co desgaste desde eixes ata moldes de inxección de plástico con canle de refrixeración complicado.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (Sociedade Americana de Aeronáutica e Astronáutica, 2018).
Bajaj, P. et al.Aceiro na fabricación aditiva: unha revisión da súa microestrutura e propiedades.alma mater.a ciencia.proxecto.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. e Passeggio, F. Danos na superficie de desgaste dos compoñentes aeroespaciais de aceiro inoxidable EN 3358 durante o deslizamento.Irmandade.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Fabricación aditiva de compoñentes metálicos: proceso, estrutura e rendemento.programación.alma mater.a ciencia.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. e Emmelmann S. Produción de aditivos metálicos.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM Internacional.Terminoloxía estándar para a tecnoloxía de fabricación aditiva.Produción rápida.Profesor asistente.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Propiedades mecánicas e tribolóxicas do aceiro inoxidable 316L: comparación de fusión selectiva con láser, prensado en quente e fundición convencional.Engadir a.fabricante.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. e Pham, MS Contribución á microestructura dos mecanismos de desgaste e anisotropía de deslizamento en seco de aceiro inoxidable 316L fabricados aditivamente.alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. e Tatlock GJ Resposta mecánica e mecanismos de deformación de estruturas de aceiro endurecidas con dispersión de óxido de ferro obtidas por fusión selectiva con láser.revista.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI e Akhtar, F. Resistencia mecánica de orde superior despois do tratamento térmico de SLM 2507 a temperaturas ambiente e elevadas, axudado pola precipitación sigma dura/dúctil.Metal (Basilea).9 (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. e Li, S. Microestrutura, reacción post-calor e propiedades tribolóxicas do aceiro inoxidable 17-4 PH impreso en 3D.Usando 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. e Zhang, L. Comportamento de densificación, evolución da microestrutura e propiedades mecánicas dos compostos de aceiro inoxidable TiC/AISI420 fabricados por fusión selectiva con láser.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabricación e caracterización de aceiro inoxidable AISI 420 mediante fusión selectiva por láser.alma mater.fabricante.proceso.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. e Alrbey K. Características de desgaste por deslizamento e comportamento á corrosión da fusión selectiva con láser de aceiro inoxidable 316L.J. Alma mater.proxecto.executar.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Fricción e desgaste do aceiro inoxidable en leito de po baixo lubricación con aceite [J].Tribiol.interno 104, 183–190 (2016).