Благодарим вас за посещение Nature.com.Вы используете версию браузера с ограниченной поддержкой CSS.Для оптимальной работы мы рекомендуем вам использовать обновленный браузер (или отключить режим совместимости в Internet Explorer).Кроме того, чтобы обеспечить постоянную поддержку, мы показываем сайт без стилей и JavaScript.
Слайдеры, показывающие по три статьи на слайде.Используйте кнопки «Назад» и «Далее» для перемещения по слайдам или кнопки контроллера слайдов в конце для перемещения по каждому слайду.

ASTM A240 304 316 Пластина из нержавеющей стали средней толщины может быть отрезана и настроена по заводской цене в Китае

Класс материала: 201/304/304л/316/316л/321/309с/310с/410/420/430/904л/2205/2507
Тип: Ферритный, Аустенитный, Мартенситный, Дуплексный
Технология: холоднокатаная и горячекатаная
Сертификаты: ISO9001, CE, SGS каждый год.
Услуга: Стороннее тестирование
Доставка: в течение 10-15 дней или в зависимости от количества.

Нержавеющая сталь — это сплав железа с минимальным содержанием хрома 10,5 процента.Содержание хрома образует на поверхности стали тонкую пленку оксида хрома, называемую пассивирующим слоем.Этот слой предотвращает возникновение коррозии на стальной поверхности;чем больше количество хрома в стали, тем выше коррозионная стойкость.

Сталь также содержит различное количество других элементов, таких как углерод, кремний и марганец.Другие элементы могут быть добавлены для повышения коррозионной стойкости (никель) и формуемости (молибден).

Поведение высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали (HCMSS), состоящей примерно из 22,5 об.% карбидов с повышенным содержанием хрома (Cr) и ванадия (V), фиксировали методом электронно-лучевой плавки (ЭЛП).Микроструктура состоит из мартенситной и остаточной аустенитной фаз, субмикронные карбиды V и микронные карбиды Cr распределены равномерно, а твердость относительно высока.CoF снижается примерно на 14,1% с увеличением установившейся нагрузки за счет переноса материала из изношенной гусеницы на противодействующее тело.По сравнению с мартенситными инструментальными сталями, обработанными таким же образом, скорость изнашивания HCMSS практически одинакова при низких приложенных нагрузках.Преобладающим механизмом изнашивания является удаление стальной матрицы путем истирания с последующим окислением следов износа, при этом с ростом нагрузки происходит трехкомпонентное абразивное изнашивание.Участки пластической деформации под шрамом износа, выявленные методом картирования твердости поперечного сечения.Конкретные явления, возникающие по мере увеличения условий износа, описываются как растрескивание карбидов, высокий отрыв карбида ванадия и растрескивание в штампах.Это исследование проливает свет на характеристики износа при аддитивном производстве HCMSS, что может проложить путь к производству компонентов EBM для применения в условиях износа, начиная от валов и заканчивая литьевыми формами для пластмасс.
Нержавеющая сталь (SS) — это универсальное семейство сталей, широко используемое в аэрокосмической, автомобильной, пищевой и многих других областях благодаря их высокой коррозионной стойкости и подходящим механическим свойствам1,2,3.Их высокая коррозионная стойкость обусловлена ​​высоким содержанием хрома (более 11,5 мас. %) в УВ, что способствует образованию на поверхности оксидной пленки с высоким содержанием хрома1.Однако большинство марок нержавеющей стали имеют низкое содержание углерода и, следовательно, имеют ограниченную твердость и износостойкость, что приводит к сокращению срока службы изнашиваемых устройств, таких как компоненты аэрокосмической посадки4.Обычно они имеют низкую твердость (в пределах от 180 до 450 HV), лишь некоторые термообработанные мартенситные нержавеющие стали имеют высокую твердость (до 700 HV) и высокое содержание углерода (до 1,2 мас.%), что может способствовать образование мартенсита.1. Короче говоря, высокое содержание углерода снижает температуру мартенситного превращения, позволяя сформировать полностью мартенситную микроструктуру и приобрести износостойкую микроструктуру при высоких скоростях охлаждения.В стальную матрицу можно добавлять твердые фазы (например, карбиды) для дальнейшего повышения износостойкости штампа.
Внедрение аддитивного производства (АП) позволяет производить новые материалы с желаемым составом, микроструктурными характеристиками и превосходными механическими свойствами5,6.Например, плавка в порошковом слое (PBF), один из наиболее коммерциализированных процессов аддитивной сварки, включает в себя осаждение предварительно легированных порошков для формирования деталей близкой формы путем плавления порошков с использованием таких источников тепла, как лазеры или электронные лучи7.Несколько исследований показали, что детали из нержавеющей стали, обработанные аддитивным способом, могут превосходить детали, изготовленные традиционным способом.Например, было показано, что аустенитные нержавеющие стали, подвергнутые аддитивной обработке, обладают превосходными механическими свойствами благодаря их более тонкой микроструктуре (т.е. соотношениям Холла-Петча)3,8,9.Термическая обработка ферритной нержавеющей стали, обработанной АМ, приводит к образованию дополнительных выделений, которые обеспечивают механические свойства, аналогичные их обычным аналогам3,10.Принята двухфазная нержавеющая сталь с высокой прочностью и твердостью, обработанная аддитивной обработкой, где улучшенные механические свойства обусловлены интерметаллидными фазами, богатыми хромом, в микроструктуре11.Кроме того, улучшенные механические свойства мартенситных и PH-нержавеющих сталей с аддитивной закалкой могут быть получены путем контроля остаточного аустенита в микроструктуре и оптимизации параметров механической и термической обработки 3,12,13,14.
На сегодняшний день трибологическим свойствам аустенитных нержавеющих сталей АМ уделяется больше внимания, чем другим нержавеющим сталям.Изучено трибологическое поведение лазерного плавления в слое порошка (L-PBF), обработанного 316L, в зависимости от параметров АМ-обработки.Было показано, что минимизация пористости за счет снижения скорости сканирования или увеличения мощности лазера может улучшить износостойкость15,16.Ли и др.17 протестировали износ при сухом скольжении при различных параметрах (нагрузка, частота и температура) и показали, что износ при комнатной температуре является основным механизмом износа, а увеличение скорости и температуры скольжения способствует окислению.Образующийся оксидный слой обеспечивает работу подшипника, с повышением температуры трение снижается, а при повышении температуры увеличивается скорость износа.В других исследованиях добавление частиц TiC18, TiB219 и SiC20 в матрицу 316L, обработанную L-PBF, улучшило износостойкость за счет формирования плотного нагартованного фрикционного слоя с увеличением объемной доли твердых частиц.Защитный оксидный слой также наблюдался в стали PH, обработанной L-PBF12, и дуплексной стали SS11, что указывает на то, что ограничение остаточного аустенита посредством посттермической обработки12 может улучшить износостойкость.Как подытожено здесь, литература в основном сосредоточена на трибологических характеристиках серии 316L SS, в то время как имеется мало данных о трибологических характеристиках серии мартенситных нержавеющих сталей, изготовленных аддитивным способом, с гораздо более высоким содержанием углерода.
Электронно-лучевая плавка (EBM) — это метод, аналогичный L-PBF, способный формировать микроструктуры с тугоплавкими карбидами, такими как карбиды с высоким содержанием ванадия и хрома, благодаря его способности достигать более высоких температур и скорости сканирования 21, 22. Существующая литература по EBM-обработке нержавеющей стали сталь в основном сосредоточена на определении оптимальных параметров обработки ELM для получения микроструктуры без трещин и пор и улучшения механических свойств23, 24, 25, 26, одновременно работая над трибологическими свойствами нержавеющей стали, обработанной ELM.До сих пор механизм изнашивания высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной ELR, был изучен в ограниченных условиях, и сообщалось, что сильная пластическая деформация возникает в абразивных (испытание на наждачной бумаге), в сухих условиях и в условиях грязевой эрозии27.
В этом исследовании изучались износостойкость и фрикционные свойства высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной ELR, в условиях сухого скольжения, описанных ниже.Сначала микроструктурные особенности были охарактеризованы с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM), энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (EDX), рентгеновской дифракции и анализа изображений.Данные, полученные с помощью этих методов, затем используются в качестве основы для наблюдений за трибологическим поведением посредством испытаний на сухое возвратно-поступательное движение при различных нагрузках, и, наконец, морфология изношенной поверхности исследуется с помощью SEM-EDX и лазерных профилометров.Скорость износа определяли количественно и сравнивали с мартенситными инструментальными сталями, обработанными аналогичным образом.Это было сделано для того, чтобы создать основу для сравнения данной системы SS с более распространенными системами износа с таким же типом обработки.Наконец, карта поперечного сечения пути износа показана с использованием алгоритма отображения твердости, который выявляет пластическую деформацию, возникающую во время контакта.Следует отметить, что трибологические испытания в рамках данного исследования проводились для лучшего понимания трибологических свойств этого нового материала, а не для моделирования конкретного применения.Это исследование способствует лучшему пониманию трибологических свойств новой мартенситной нержавеющей стали, полученной аддитивным путем, для применения в условиях износа, требующих эксплуатации в суровых условиях.
Образцы высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали (HCMSS), обработанной ELR, под торговой маркой Vibenite® 350 были разработаны и поставлены компанией VBN Components AB, Швеция.Номинальный химический состав образца: 1,9 С, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 В, 73,1 Fe (мас.%).Сначала из полученных прямоугольных образцов (42×22×7 мм) без какой-либо посттермической обработки с использованием электроэрозионной обработки (ЭЭО) были изготовлены сухие скользящие образцы (40×20×5 мм).Затем образцы последовательно шлифовались наждачной бумагой SiC с зернистостью от 240 до 2400 R до получения шероховатости поверхности (Ra) около 0,15 мкм.Кроме того, были использованы образцы высокоуглеродистой мартенситной инструментальной стали (HCMTS), обработанной EBM, с номинальным химическим составом 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (мас.%) (коммерчески известные как Вибенит® 150) Тоже готовится таким же способом.HCMTS содержит 8% карбидов по объему и используется только для сравнения данных о скорости износа HCMSS.
Микроструктурную характеристику HCMSS проводили с использованием SEM (FEI Quanta 250, США), оснащенного детектором энергодисперсионного рентгеновского излучения (EDX) XMax80 от Oxford Instruments.Три случайных микрофотографии площадью 3500 мкм2 были сделаны в режиме обратно рассеянных электронов (BSE), а затем проанализированы с помощью анализа изображений (ImageJ®)28 для определения доли площади (т.е. объемной доли), размера и формы.Ввиду наблюдаемой характерной морфологии доля площади была принята равной объемной доле.Кроме того, коэффициент формы карбидов рассчитывается по уравнению коэффициента формы (Шфа):
Здесь Ai — площадь карбида (мкм2), а Pi — периметр карбида (мкм)29.Для идентификации фаз проводили порошковую рентгеновскую дифракцию (РФА) на рентгеновском дифрактометре (Bruker D8 Discover со стрип-детектором LynxEye 1D) с Co-Kα-излучением (λ = 1,79026 Å).Сканируйте образец в диапазоне 2θ от 35° до 130° с размером шага 0,02° и временем шага 2 секунды.Данные РФА анализировали с помощью программы Diffract.EVA, обновившей кристаллографическую базу данных в 2021 году. Кроме того, для определения микротвердости использовали твердомер Виккерса (Struers Durascan 80, Австрия).По стандарту ASTM E384-17 30 на металлографически подготовленных образцах было сделано 30 отпечатков с шагом 0,35 мм в течение 10 с при давлении 5 кгс.Ранее авторы охарактеризовали микроструктурные особенности HCMTS31.
Для проведения испытаний на износ при сухом возвратно-поступательном движении использовался трибометр с шариковой пластиной (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, США), конфигурация которого подробно описана в другом месте31.Параметры испытаний следующие: по стандарту 32 ASTM G133-05, нагрузка 3 Н, частота 1 Гц, ход 3 мм, продолжительность 1 час.В качестве противовесов использовались шарики из оксида алюминия (Al2O3, класс точности 28/ISO 3290) диаметром 10 мм с макротвердостью около 1500 HV и шероховатостью поверхности (Ra) около 0,05 мкм, предоставленные фирмой Redhill Precision, Чехия. .Балансировка была выбрана для предотвращения последствий окисления, которые могут возникнуть в результате балансировки, и для лучшего понимания механизмов износа образцов в условиях тяжелого износа.Следует отметить, что параметры испытаний такие же, как в ссылке 8, чтобы сравнить данные о скорости износа с существующими исследованиями.Кроме того, была проведена серия возвратно-поступательных испытаний с нагрузкой 10 Н для проверки трибологических характеристик при более высоких нагрузках, при этом остальные параметры испытаний остались неизменными.Начальные контактные давления по Герцу составляют 7,7 МПа и 11,5 МПа при 3 Н и 10 Н соответственно.В ходе испытания на износ регистрировали силу трения на частоте 45 Гц и рассчитывали средний коэффициент трения (CoF).Для каждой нагрузки было проведено три измерения в условиях окружающей среды.
Траекторию износа исследовали с помощью описанного выше СЭМ, а анализ ЭДС проводили с помощью программного обеспечения для анализа поверхности износа Aztec Acquisition.Изношенную поверхность парного куба исследовали с помощью оптического микроскопа (Keyence VHX-5000, Япония).Бесконтактный лазерный профилировщик (NanoFocus µScan, Германия) сканировал след износа с вертикальным разрешением ±0,1 мкм по оси z и 5 мкм по осям x и y.Карта профиля поверхности рубца износа была создана в Matlab® с использованием координат x, y, z, полученных в результате измерений профиля.Несколько вертикальных профилей траектории износа, извлеченных из карты профиля поверхности, используются для расчета потери объема при износе на траектории износа.Потеря объема рассчитывалась как произведение средней площади поперечного сечения профиля проволоки и длины дорожки износа, а дополнительные детали этого метода были ранее описаны авторами33.Отсюда удельная скорость износа (k) получается по следующей формуле:
Здесь V — потеря объема из-за износа (мм3), W — приложенная нагрузка (Н), L — расстояние скольжения (мм), а k — удельная скорость износа (мм3/Нм)34.Данные о трении и карты профиля поверхности для HCMTS включены в дополнительный материал (дополнительный рисунок S1 и рисунок S2) для сравнения скорости износа HCMSS.
В этом исследовании карта твердости поперечного сечения пути износа использовалась для демонстрации поведения пластической деформации (т. е. наклепа из-за контактного давления) зоны изнашивания.Полированные образцы вырезались отрезным кругом из оксида алюминия на отрезном станке (Struers Accutom-5, Австрия) и полировались наждачной бумагой SiC марок от 240 до 4000 P по толщине образцов.Измерение микротвердости при усилии 0,5 кгс, 10 с и расстоянии 0,1 мм в соответствии с ASTM E348-17.Отпечатки были помещены на прямоугольную сетку размером 1,26 × 0,3 мм2 примерно на 60 мкм ниже поверхности (рис. 1), а затем была отображена карта твердости с использованием специального кода Matlab®, описанного в другом месте35.Кроме того, с помощью СЭМ исследовали микроструктуру поперечного сечения зоны износа.
Схема знака износа, показывающая расположение поперечного сечения (а), и оптическая микрофотография карты твердости, показывающая след, обнаруженный в поперечном сечении (б).
Микроструктура HCMSS, обработанного ELP, представляет собой однородную карбидную сетку, окруженную матрицей (рис. 2а, б).EDX-анализ показал, что серые и темные карбиды представляют собой карбиды с высоким содержанием хрома и ванадия соответственно (таблица 1).По результатам анализа изображений объемная доля карбидов оценивается в ~22,5% (~18,2% карбидов с высоким содержанием хрома и ~4,3% карбидов с высоким содержанием ванадия).Средние размеры зерен со стандартными отклонениями составляют 0,64 ± 0,2 мкм и 1,84 ± 0,4 мкм для карбидов с высоким содержанием V и Cr соответственно (рис. 2в, г).Карбиды с высоким содержанием V имеют тенденцию быть более круглыми с коэффициентом формы (±SD) около 0,88±0,03, поскольку значения коэффициента формы, близкие к 1, соответствуют круглым карбидам.Напротив, карбиды с высоким содержанием хрома не являются идеально круглыми, с коэффициентом формы около 0,56 ± 0,01, что может быть связано с агломерацией.На рентгенограмме HCMSS были обнаружены дифракционные пики мартенсита (α, ОЦК) и остаточного аустенита (γ', ГЦК), как показано на рис. 2e.Кроме того, рентгенограмма показывает наличие вторичных карбидов.Карбиды с высоким содержанием хрома идентифицированы как карбиды типов M3C2 и M23C6.По литературным данным36,37,38 дифракционные пики карбидов VC зарегистрированы при ≈43° и 63°, что позволяет предположить, что пики VC маскируются пиками M23C6 карбидов, богатых хромом (рис. 2д).
Микроструктура высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной EBL (а) при малом увеличении и (б) при большом увеличении, демонстрирует карбиды с высоким содержанием хрома и ванадия и матрицу из нержавеющей стали (режим обратного рассеяния электронов).Гистограммы, показывающие распределение зерен по размерам карбидов с высоким содержанием хрома (c) и ванадия (d).Рентгенограмма показывает наличие в микроструктуре мартенсита, остаточного аустенита и карбидов (г).
Средняя микротвердость составляет 625,7 + 7,5 HV5, что свидетельствует об относительно высокой твердости по сравнению с мартенситной нержавеющей сталью, обработанной традиционным способом (450 HV)1 без термической обработки.Сообщается, что твердость наноиндентирования карбидов с высоким содержанием V и карбидов с высоким содержанием Cr составляет от 12 до 32,5 ГПа39 и 13–22 ГПа40 соответственно.Таким образом, высокая твердость HCMSS, обработанного ELP, обусловлена ​​высоким содержанием углерода, который способствует образованию карбидной сетки.Таким образом, HSMSS, обработанный ELP, демонстрирует хорошие микроструктурные характеристики и твердость без какой-либо дополнительной посттермической обработки.
Кривые среднего коэффициента трения (CoF) для образцов при 3 Н и 10 Н представлены на рисунке 3, диапазон минимальных и максимальных значений трения отмечен полупрозрачной штриховкой.Каждая кривая показывает фазу запуска и фазу устойчивого состояния.Фаза приработки заканчивается на высоте 1,2 м с CoF (±SD) 0,41 ± 0,24,3 Н и на высоте 3,7 м с CoF 0,71 ± 0,16,10 Н, прежде чем войти в установившееся состояние фазы, когда трение прекращается.не меняется быстро.Из-за малой площади контакта и грубой начальной пластической деформации сила трения быстро возрастала на этапе обкатки при 3 Н и 10 Н, где более высокая сила трения и больший путь скольжения наблюдались при 10 Н, что может быть связано с к тому, что по сравнению с 3 Н повреждение поверхности выше.Для 3 Н и 10 Н значения CoF в стационарной фазе составляют 0,78 ± 0,05 и 0,67 ± 0,01 соответственно.CoF практически стабилен при 10 Н и постепенно увеличивается при 3 Н. В ограниченной литературе CoF нержавеющей стали, обработанной L-PBF, по сравнению с керамическими реакционными телами при низких приложенных нагрузках колеблется от 0,5 до 0,728, 20, 42, что соответствует хорошее согласие с измеренными значениями CoF в этом исследовании.Уменьшение CoF с увеличением нагрузки в установившемся режиме (около 14,1%) можно объяснить деградацией поверхности, происходящей на границе между изношенной поверхностью и ответной частью, что будет дополнительно обсуждаться в следующем разделе при анализе поверхности изношенной поверхности. изношенные образцы.
Коэффициенты трения образцов ВСМСС, обработанных ЭЛП, на путях скольжения при 3 Н и 10 Н, для каждой кривой отмечена стационарная фаза.
Удельные скорости изнашивания HKMS (625,7 HV) оцениваются в 6,56 ± 0,33 × 10–6 мм3/Нм и 9,66 ± 0,37 × 10–6 мм3/Нм при 3 Н и 10 Н соответственно (рис. 4).Таким образом, скорость изнашивания увеличивается с увеличением нагрузки, что хорошо согласуется с существующими исследованиями аустенита, обработанного L-PBF и PH SS17,43.В тех же трибологических условиях скорость изнашивания при 3 Н составляет примерно одну пятую от скорости изнашивания аустенитной нержавеющей стали, обработанной L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 мм3/Нм, 229 HV), как и в предыдущем случае. .8. Кроме того, скорость изнашивания СЦМСС при 3 Н была значительно ниже, чем у традиционно обработанных аустенитных нержавеющих сталей и, в частности, выше, чем у высокоизотропных прессованных (k = 4,20 ± 0,3 · 10–5 мм3)./Нм, 176 HV) и литая (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 мм3/Нм, 156 HV) механически обработанная аустенитная нержавеющая сталь — 8 соответственно.По сравнению с этими исследованиями в литературе, улучшенная износостойкость HCMSS объясняется высоким содержанием углерода и сформированной карбидной сеткой, что приводит к более высокой твердости, чем у аустенитных нержавеющих сталей, обработанных аддитивной обработкой, обычно обрабатываемых обычным способом.Для дальнейшего изучения скорости изнашивания образцов HCMSS для сравнения был испытан аналогичный образец из высокоуглеродистой мартенситной инструментальной стали (HCMTS) (с твердостью 790 HV) в аналогичных условиях (3 Н и 10 Н);Дополнительным материалом является карта профиля поверхности HCMTS (дополнительный рисунок S2).Скорость изнашивания HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 мм3/Нм) практически такая же, как у HCMTS при 3 Н (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 мм3/Нм), что свидетельствует об отличной износостойкости. .Эти характеристики в основном объясняются микроструктурными особенностями HCMSS (т.е. высоким содержанием карбидов, размером, формой и распределением карбидных частиц в матрице, как описано в разделе 3.1).Как сообщалось ранее31,44, содержание карбидов влияет на ширину и глубину следа износа и механизм микроабразивного изнашивания.Однако содержания карбидов недостаточно для защиты штампа при нагрузке 10 Н, что приводит к повышенному износу.В следующем разделе морфология и топография поверхности износа используются для объяснения основных механизмов износа и деформации, которые влияют на скорость изнашивания HCMSS.При 10 Н скорость изнашивания ВЦМСС (k = 9,66 ± 0,37 · 10–6 мм3/Нм) выше, чем у ВКМТС (k = 5,45 ± 0,69 · 10–6 мм3/Нм).Напротив, эти скорости изнашивания все еще достаточно высоки: в аналогичных условиях испытаний скорость изнашивания покрытий на основе хрома и стеллита ниже, чем у HCMSS45,46.Наконец, из-за высокой твердости оксида алюминия (1500 HV) скорость износа сопряжения была незначительной и были обнаружены признаки переноса материала с образца на алюминиевые шарики.
Удельный износ при ELR-обработке высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали (HMCSS), ELR-обработке высокоуглеродистой мартенситной инструментальной стали (HCMTS) и L-PBF, литье и высокоизотропном прессовании (HIP) обработке аустенитной нержавеющей стали (316LSS) при различных применениях скорости загружены.Диаграмма рассеяния показывает стандартное отклонение измерений.Данные для аустенитных нержавеющих сталей взяты из 8.
Хотя наплавки, такие как хром и стеллит, могут обеспечить лучшую износостойкость, чем системы сплавов, обработанные аддитивной обработкой, аддитивная обработка может (1) улучшить микроструктуру, особенно для материалов с широким диапазоном плотностей.операции на торцевой части;и (3) создание новых топологий поверхности, таких как интегрированные гидродинамические подшипники.Кроме того, AM обеспечивает гибкость геометрического проектирования.Это исследование является особенно новым и важным, поскольку крайне важно выяснить характеристики износа этих недавно разработанных металлических сплавов с EBM, по которым текущая литература очень ограничена.
Морфология изношенной поверхности и морфология изношенных образцов при 3 Н показаны на рис.5, где основным механизмом изнашивания является истирание с последующим окислением.Сначала стальную подложку пластически деформируют, а затем удаляют с образованием канавок глубиной от 1 до 3 мкм, как показано на профиле поверхности (рис. 5а).Из-за тепла трения, генерируемого непрерывным скольжением, удаленный материал остается на границе раздела трибологической системы, образуя трибологический слой, состоящий из небольших островков с высоким содержанием оксида железа, окружающих карбиды с высоким содержанием хрома и ванадия (рис. 5b и таблица 2).), как сообщалось также для аустенитной нержавеющей стали, обработанной L-PBF15,17.На рис.5в видно интенсивное окисление, происходящее в центре пятна износа.Таким образом, образованию фрикционного слоя способствует разрушение фрикционного слоя (т.е. оксидного слоя) (рис. 5е) или удаление материала происходит в слабых участках внутри микроструктуры, тем самым ускоряется удаление материала.В обоих случаях разрушение слоя трения приводит к образованию продуктов износа на границе раздела, что может быть причиной тенденции к увеличению CoF в установившемся режиме 3N (рис. 3).Кроме того, на дорожках износа наблюдаются признаки трехчастного износа, вызванного оксидами и рыхлыми частицами износа, что в конечном итоге приводит к образованию микроцарапин на подложке (рис. 5б, д)9,12,47.
Профиль поверхности (а) и микрофотографии (б–е) морфологии поверхности изнашивания высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной ELP при 3 Н, поперечное сечение следа износа в режиме BSE (г) и оптическая микроскопия износа поверхность при 3 Н (г) сфер оксида алюминия.
На стальной подложке образовались полосы скольжения, свидетельствующие о пластической деформации вследствие износа (рис. 5д).Аналогичные результаты были получены и при исследовании износа аустенитной стали SS47, обработанной L-PBF.Переориентация богатых ванадием карбидов также свидетельствует о пластической деформации стальной матрицы при скольжении (рис. 5д).На микрофотографиях поперечного сечения следа износа видно наличие небольших круглых ямок, окруженных микротрещинами (рис. 5г), что может быть связано с чрезмерной пластической деформацией вблизи поверхности.Перенос материала на сферы оксида алюминия был ограничен, а сферы остались неповрежденными (рис. 5ж).
Ширина и глубина изнашивания образцов увеличивались с увеличением нагрузки (при 10 Н), как показано на карте топографии поверхности (рис. 6а).Истирание и окисление по-прежнему являются доминирующими механизмами изнашивания, а увеличение количества микроцарапин на дорожках износа указывает на то, что трехчастный износ имеет место и при 10 Н (рис. 6б).EDX-анализ показал образование богатых железом оксидных островков.Пики Al в спектрах подтверждают, что переход вещества от контрагента к образцу происходит при 10 Н (рис. 6в и табл. 3), а при 3 Н не наблюдается (табл. 2).Трехчастичный износ вызван частицами износа от оксидных островков и аналогов, где подробный анализ EDX выявил перенос материала из аналогов (дополнительный рисунок S3 и таблица S1).Развитие оксидных островков связано с глубокими ямками, что наблюдается и в 3N (рис. 5).Растрескивание и фрагментация карбидов происходят преимущественно в карбидах, богатых 10 N Cr (рис. 6д, е).Кроме того, карбиды с высоким содержанием V отслаиваются и изнашивают окружающую матрицу, что, в свою очередь, вызывает трехкомпонентный износ.В поперечном сечении дорожки (рис. 6г) также появилась ямка, аналогичная по размеру и форме карбиду с высоким V (выделена красным кружком) (см. анализ размеров и формы карбида. 3.1), что указывает на то, что карбид с высоким V Карбид V может отслаиваться от матрицы при 10 Н. Округлая форма карбидов с высоким содержанием V способствует эффекту вытягивания, а агломерированные карбиды с высоким содержанием Cr склонны к растрескиванию (рис. 6д, е).Такое поведение разрушения указывает на то, что матрица превысила свою способность противостоять пластической деформации и что микроструктура не обеспечивает достаточную ударную вязкость при 10 Н. Вертикальное растрескивание под поверхностью (рис. 6г) указывает на интенсивность пластической деформации, возникающей при скольжении.По мере увеличения нагрузки происходит перенос материала из изношенной дорожки на глиноземный шарик (рис. 6ж), который может установиться при 10 Н. Основная причина снижения значений CoF (рис. 3).
Профиль поверхности (а) и микрофотографии (б–е) топографии изношенной поверхности (б–е) высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной ЭВА при 10 Н, поперечное сечение дорожки износа в режиме BSE (г) и поверхность оптического микроскопа сферы оксида алюминия при 10 Н (г).
Во время скользящего износа поверхность подвергается сжимающим и сдвиговым напряжениям, вызванным антителами, что приводит к значительной пластической деформации под изношенной поверхностью34,48,49.Следовательно, деформационное упрочнение может происходить под поверхностью из-за пластической деформации, влияющей на механизмы износа и деформации, определяющие поведение материала при изнашивании.Поэтому в этом исследовании было выполнено картирование твердости поперечного сечения (как подробно описано в разделе 2.4) для определения развития зоны пластической деформации (PDZ) ниже пути износа в зависимости от нагрузки.Поскольку, как уже говорилось в предыдущих разделах, ниже следа износа наблюдались явные признаки пластической деформации (рис. 5г, 6г), особенно при 10 Н.
На рис.На рисунке 7 показаны диаграммы твердости поперечного сечения следов износа HCMSS, обработанных ELP при 3 Н и 10 Н. Стоит отметить, что эти значения твердости использовались в качестве показателя для оценки эффекта наклепа.Изменение твердости ниже отметки изнашивания составляет от 667 до 672 HV при 3 Н (рис. 7а), что свидетельствует о незначительном наклепе.Предположительно, из-за низкого разрешения карты микротвердости (т.е. расстояния между метками) примененный метод измерения твердости не смог обнаружить изменения твердости.Напротив, при 10 Н наблюдались зоны ПДЗ со значениями твердости от 677 до 686 HV с максимальной глубиной 118 мкм и длиной 488 мкм (рис. 7б), что коррелирует с шириной следа износа (рис. 7б). рис. 6а)).Аналогичные данные об изменении размера PDZ в зависимости от нагрузки были получены при исследовании износа SS47, обработанного L-PBF.Результаты показывают, что наличие остаточного аустенита влияет на пластичность аддитивно изготовленных сталей 3, 12, 50, а остаточный аустенит при пластической деформации переходит в мартенсит (пластический эффект фазового превращения), что усиливает деформационное упрочнение стали.сталь 51. Поскольку в образце ВКМСС содержался остаточный аустенит в соответствии с обсуждавшейся ранее рентгенограммой (рис. 2д), было высказано предположение, что остаточный аустенит в микроструктуре может превращаться в мартенсит при контакте, тем самым увеличивая твердость ПДЗ ( рис. 7б).Кроме того, образование скольжения, происходящее на дорожках износа (рис. 5д, 6е), также указывает на пластическую деформацию, вызванную скольжением дислокаций под действием сдвиговых напряжений при скользящем контакте.Однако сдвигового напряжения, вызванного при 3 Н, было недостаточно для создания высокой плотности дислокаций или превращения остаточного аустенита в мартенсит, наблюдаемого использованным методом, поэтому нагартование наблюдалось только при 10 Н (рис. 7б).
Диаграммы твердости поперечного сечения следов изнашивания высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, подвергнутой электроэрозионной обработке при 3 Н (а) и 10 Н (б).
Это исследование показывает поведение при износе и микроструктурные характеристики новой высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной ELR.Были проведены испытания на сухой износ при скольжении при различных нагрузках, а изношенные образцы исследованы с помощью электронной микроскопии, лазерного профилометра и карт твердости сечений дорожек износа.
Микроструктурный анализ выявил равномерное распределение карбидов с высоким содержанием хрома (~18,2 % карбидов) и ванадия (~4,3 % карбидов) в матрице мартенсита и остаточного аустенита с относительно высокой микротвердостью.Преобладающими механизмами изнашивания являются износ и окисление при низких нагрузках, в то время как трехчастичный износ, вызванный растяжением карбидов с высоким содержанием V и рыхлыми оксидами зерен, также способствует износу при возрастающих нагрузках.Скорость износа лучше, чем у L-PBF и обычных обработанных аустенитных нержавеющих сталей, и даже аналогична скорости износа инструментальных сталей, обработанных EBM, при низких нагрузках.Значение CoF уменьшается с увеличением нагрузки за счет переноса материала на противоположное тело.Методом картирования твердости поперечного сечения зону пластической деформации показывают ниже отметки износа.Возможное измельчение зерен и фазовые переходы в матрице можно дополнительно исследовать с помощью дифракции обратного рассеяния электронов, чтобы лучше понять эффекты наклепа.Низкое разрешение карты микротвердости не позволяет визуализировать твердость зоны износа при малых приложенных нагрузках, поэтому наноиндентирование может обеспечить изменение твердости с более высоким разрешением тем же методом.
В данном исследовании впервые представлен комплексный анализ износостойкости и фрикционных свойств новой высокоуглеродистой мартенситной нержавеющей стали, обработанной ELR.Учитывая свободу геометрического проектирования АД и возможность сокращения операций обработки с помощью АД, это исследование может проложить путь к производству этого нового материала и его использованию в устройствах, связанных с износом, от валов до литьевых форм для пластмасс со сложным каналом охлаждения.
Бхат, Б.Н. Аэрокосмические материалы и приложения, том.255 (Американское общество аэронавтики и астронавтики, 2018).
Баджадж П. и др.Сталь в аддитивном производстве: обзор ее микроструктуры и свойств.альма-матер.наука.проект.772, (2020).
Фелли Ф., Броцу А., Вендиттоцци К., Паолоцци А. и Пасседжио Ф. Повреждение изнашиваемой поверхности компонентов аэрокосмической промышленности из нержавеющей стали EN 3358 во время скольжения.Братство.Эд.Интегра Струт.23, 127–135 (2012).
Деброй Т. и др.Аддитивное производство металлических компонентов – процесс, структура и производительность.программирование.альма-матер.наука.92, 112–224 (2018).
Херцог Д., Сейда В., Вициск Э. и Эммельманн С. Производство металлических добавок.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
АСТМ Интернешнл.Стандартная терминология аддитивных технологий.Быстрое производство.Доцент.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Бартоломеу Ф. и др.Механические и трибологические свойства нержавеющей стали 316L – сравнение селективной лазерной плавки, горячего прессования и обычного литья.Добавить в.производитель.16, 81–89 (2017).
Бахшван М., Мьянт К.В., Реддихофф Т. и Фам М.С. Вклад микроструктуры в аддитивно изготовленные механизмы износа и анизотропии сухого скольжения из нержавеющей стали 316L.альма-матер.декабрь196, 109076 (2020).
Богелеин Т., Драйпондт С.Н., Панди А., Доусон К. и Татлок Г.Дж. Механический отклик и механизмы деформации стальных конструкций, упрочненных дисперсией оксида железа, полученной путем селективного лазерного плавления.журнал.87, 201–215 (2015).
Саиди К., Алви С., Лофай Ф., Петков В.И. и Ахтар Ф. Механическая прочность более высокого порядка после термообработки SLM 2507 при комнатной и повышенных температурах, чему способствует твердое/пластичное сигма-осаждение.Металл (Базель).9, (2019).
Лашгари Х.Р., Конг К., Адабифироозжаи Э. и Ли С. Микроструктура, реакция после нагрева и трибологические свойства напечатанной на 3D-принтере нержавеющей стали 17-4 PH.Ношение 456–457 (2020 г.).
Лю Ю., Тан М., Ху Ц., Чжан Ю. и Чжан Л. Поведение при уплотнении, эволюция микроструктуры и механические свойства композитов из нержавеющей стали TiC/AISI420, изготовленных методом селективного лазерного плавления.альма-матер.декабрь187, 1–13 (2020).
Чжао X. и др.Изготовление и определение характеристик нержавеющей стали AISI 420 с использованием селективной лазерной плавки.альма-матер.производитель.процесс.30, 1283–1289 (2015).
Сунь Ю., Мороз А. и Алрбей К. Характеристики износа при скольжении и коррозионное поведение при селективной лазерной плавке нержавеющей стали 316L.Дж. Альма-матер.проект.выполнять.23, 518–526 (2013).
Шибата, К. и др.Трение и износ порошковой нержавеющей стали при смазке маслом [J].Трибиол.внутренний 104, 183–190 (2016).