Gràcies per visitar Nature.com.Esteu utilitzant una versió del navegador amb suport CSS limitat.Per obtenir la millor experiència, us recomanem que utilitzeu un navegador actualitzat (o desactiveu el mode de compatibilitat a Internet Explorer).A més, per garantir un suport continuat, mostrem el lloc sense estils ni JavaScript.
Controls lliscants que mostren tres articles per diapositiva.Utilitzeu els botons enrere i següent per moure's per les diapositives, o els botons del controlador de diapositives al final per moure's per cada diapositiva.

La placa d'acer inoxidable ASTM A240 304 316 de gruix mitjà es pot tallar i personalitzar Preu de fàbrica de la Xina

Grau del material: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tipus: ferrític, austenita, martensita, dúplex
Tecnologia: laminat en fred i laminat en calent
Certificacions: ISO9001, CE, SGS cada any
Servei: proves de tercers
Lliurament: en 10-15 dies o tenint en compte la quantitat

L'acer inoxidable és un aliatge de ferro que té un contingut mínim de crom del 10,5 per cent.El contingut de crom produeix una fina pel·lícula d'òxid de crom a la superfície de l'acer anomenada capa de passivació.Aquesta capa evita que es produeixi corrosió a la superfície d'acer;com més gran sigui la quantitat de crom a l'acer, major serà la resistència a la corrosió.

L'acer també conté quantitats variades d'altres elements com carboni, silici i manganès.Es poden afegir altres elements per augmentar la resistència a la corrosió (níquel) i la conformabilitat (molibdè).

Comportament de l'acer inoxidable martensític d'alt carboni (HCMSS) format per aproximadament 22,5 vol.El % de carburs amb un alt contingut de crom (Cr) i vanadi (V), es va fixar mitjançant la fusió per feix d'electrons (EBM).La microestructura es compon de fases de martensita i d'austenita residual, els carburs d'alta V submicrònica i Cr d'alta micres es distribueixen uniformement i la duresa és relativament alta.El CoF disminueix aproximadament un 14,1% amb l'augment de la càrrega en estat estacionari a causa de la transferència de material de la pista desgastada al cos oposat.En comparació amb els acers per eines martensítics tractats de la mateixa manera, la taxa de desgast de l'HCMSS és gairebé la mateixa amb càrregues aplicades baixes.El mecanisme de desgast dominant és l'eliminació de la matriu d'acer per abrasió seguida de l'oxidació de la pista de desgast, mentre que el desgast abrasiu de tres components es produeix amb l'augment de la càrrega.Àrees de deformació plàstica sota la cicatriu de desgast identificades mitjançant mapes de duresa de secció transversal.Els fenòmens específics que es produeixen a mesura que augmenten les condicions de desgast es descriuen com a esquerdament de carbur, trencament d'alt carbur de vanadi i esquerdament de la matriu.Aquesta investigació il·lumina les característiques de desgast de la fabricació additiva HCMSS, que podria obrir el camí per a la producció de components EBM per a aplicacions de desgast que van des d'eixos fins a motlles d'injecció de plàstic.
L'acer inoxidable (SS) és una família versàtil d'acers àmpliament utilitzada en aplicacions aeroespacials, automotrius, alimentàries i moltes altres a causa de la seva alta resistència a la corrosió i propietats mecàniques adequades1,2,3.La seva alta resistència a la corrosió es deu a l'alt contingut de crom (més de l'11,5% en pes) en HC, que contribueix a la formació d'una pel·lícula d'òxid amb un alt contingut de crom a la superfície1.Tanmateix, la majoria dels graus d'acer inoxidable tenen un baix contingut de carboni i, per tant, tenen una duresa i una resistència al desgast limitades, la qual cosa redueix la vida útil dels dispositius relacionats amb el desgast, com ara els components d'aterratge aeroespacial4.Normalment tenen una duresa baixa (en el rang de 180 a 450 HV), només alguns acers inoxidables martensítics tractats tèrmicament tenen una duresa elevada (fins a 700 HV) i un alt contingut de carboni (fins a un 1,2% en pes), cosa que pot contribuir a la formació de martensita.1. En resum, un alt contingut de carboni redueix la temperatura de transformació martensítica, permetent la formació d'una microestructura totalment martensítica i l'adquisició d'una microestructura resistent al desgast a altes velocitats de refredament.Es poden afegir fases dures (per exemple, carburs) a la matriu d'acer per millorar encara més la resistència al desgast de la matriu.
La introducció de la fabricació additiva (AM) pot produir nous materials amb la composició desitjada, les característiques microestructurals i les propietats mecàniques superiors5,6.Per exemple, la fusió en llit de pols (PBF), un dels processos de soldadura additiva més comercialitzats, consisteix en la deposició de pols prealiacions per formar peces de forma propera mitjançant la fusió de les pols mitjançant fonts de calor com ara làsers o feixos d'electrons7.Diversos estudis han demostrat que les peces d'acer inoxidable mecanitzades additivament poden superar les peces fetes tradicionalment.Per exemple, s'ha demostrat que els acers inoxidables austenítics sotmesos a processament additiu tenen propietats mecàniques superiors a causa de la seva microestructura més fina (és a dir, relacions Hall-Petch)3,8,9.El tractament tèrmic de l'acer inoxidable ferrític tractat amb AM produeix precipitats addicionals que proporcionen propietats mecàniques similars a les seves contraparts convencionals3,10.S'ha adoptat acer inoxidable bifàsic amb alta resistència i duresa, processat per processament additiu, on les propietats mecàniques millorades es deuen a fases intermetàl·liques riques en crom a la microestructura11.A més, es poden obtenir propietats mecàniques millorades dels acers inoxidables martensítics i PH endurits amb additius controlant l'austenita retinguda a la microestructura i optimitzant els paràmetres de mecanitzat i tractament tèrmic 3,12,13,14.
Fins ara, les propietats tribològiques dels acers inoxidables austenítics AM han rebut més atenció que altres acers inoxidables.El comportament tribològic de la fusió làser en una capa de pols (L-PBF) tractada amb 316L es va estudiar en funció dels paràmetres de processament AM.S'ha demostrat que minimitzar la porositat reduint la velocitat d'escaneig o augmentant la potència del làser pot millorar la resistència al desgast15,16.Li et al.17 van provar el desgast de lliscament sec sota diversos paràmetres (càrrega, freqüència i temperatura) i van demostrar que el desgast a temperatura ambient és el principal mecanisme de desgast, mentre que l'augment de la velocitat de lliscament i la temperatura afavoreixen l'oxidació.La capa d'òxid resultant garanteix el funcionament del coixinet, la fricció disminueix amb l'augment de la temperatura i la taxa de desgast augmenta a temperatures més altes.En altres estudis, l'addició de partícules de TiC18, TiB219 i SiC20 a una matriu de 316L tractada amb L-PBF va millorar la resistència al desgast mitjançant la formació d'una capa de fricció densa endurida amb un augment de la fracció de volum de partícules dures.També s'ha observat una capa d'òxid protectora en l'acer PH tractat amb L-PBF12 i l'acer dúplex SS11, cosa que indica que limitar l'austenita retinguda mitjançant el tractament post-calent12 pot millorar la resistència al desgast.Com es resumeix aquí, la literatura se centra principalment en el rendiment tribològic de la sèrie 316L SS, mentre que hi ha poques dades sobre el rendiment tribològic d'una sèrie d'acers inoxidables fabricats additivament martensítics amb un contingut de carboni molt més elevat.
Electron Beam Melting (EBM) és una tècnica similar a la L-PBF capaç de formar microestructures amb carburs refractaris com carburs de vanadi i crom alts a causa de la seva capacitat per assolir temperatures i velocitats d'exploració més altes 21, 22. Literatura existent sobre el processament EBM d'acer inoxidable. L'acer es centra principalment a determinar els paràmetres òptims de processament d'ELM per obtenir una microestructura sense esquerdes i porus i millorar les propietats mecàniques23, 24, 25, 26, mentre es treballa en les propietats tribològiques de l'acer inoxidable tractat amb EBM.Fins ara, el mecanisme de desgast de l'acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb ELR s'ha estudiat en condicions limitades, i s'ha informat que es produeix una deformació plàstica severa en condicions abrasives (prova de paper de vidre), secs i d'erosió de fang27.
Aquest estudi va investigar la resistència al desgast i les propietats de fricció de l'acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb ELR en condicions de lliscament en sec que es descriuen a continuació.En primer lloc, es van caracteritzar les característiques microestructurals mitjançant microscòpia electrònica d'escaneig (SEM), espectroscòpia de raigs X amb dispersió d'energia (EDX), difracció de raigs X i anàlisi d'imatges.A continuació, les dades obtingudes amb aquests mètodes s'utilitzen com a base per a les observacions del comportament tribològic mitjançant assaigs alternatius secs sota diverses càrregues, i finalment s'examina la morfologia de la superfície desgastada mitjançant SEM-EDX i perfilòmetres làser.La taxa de desgast es va quantificar i es va comparar amb acers per eines martensítics tractats de manera similar.Això es va fer per tal de crear una base per comparar aquest sistema SS amb els sistemes de desgast més utilitzats amb el mateix tipus de tractament.Finalment, es mostra un mapa transversal de la trajectòria de desgast mitjançant un algorisme de mapatge de duresa que revela la deformació plàstica que es produeix durant el contacte.Cal tenir en compte que les proves tribològiques d'aquest estudi es van realitzar per entendre millor les propietats tribològiques d'aquest nou material, i no per simular una aplicació concreta.Aquest estudi contribueix a una millor comprensió de les propietats tribològiques d'un nou acer inoxidable martensític produït additivament per a aplicacions de desgast que requereixen operar en entorns durs.
VBN Components AB, Suècia, va desenvolupar i subministrar mostres d'acer inoxidable martensític d'alt carboni (HCMSS) tractades amb ELR sota la marca Vibenite® 350.La composició química nominal de la mostra: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (p.%).Primer, es van fer mostres de lliscament en sec (40 mm × 20 mm × 5 mm) a partir de les mostres rectangulars obtingudes (42 mm × 22 mm × 7 mm) sense cap tractament posttèrmic mitjançant mecanitzat de descàrrega elèctrica (EDM).A continuació, les mostres es van triturar successivament amb paper de vidre SiC amb una mida de gra de 240 a 2400 R per obtenir una rugositat superficial (Ra) d'uns 0,15 μm.A més, mostres d'acer per eines martensític d'alt carboni (HCMTS) tractat amb EBM amb una composició química nominal d'1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (pes.%) (conegut comercialment com a Vibenite® 150) També es prepara de la mateixa manera.L'HCMTS conté un 8% de carburs en volum i només s'utilitza per comparar les dades de la taxa de desgast de l'HCMSS.
La caracterització microestructural de HCMSS es va realitzar mitjançant un SEM (FEI Quanta 250, EUA) equipat amb un detector XMax80 de raigs X dispersiu d'energia (EDX) d'Oxford Instruments.Es van prendre tres microfotografies aleatòries que contenien 3500 µm2 en mode d'electrons retrodispersats (BSE) i després es van analitzar mitjançant l'anàlisi d'imatges (ImageJ®)28 per determinar la fracció d'àrea (és a dir, la fracció de volum), la mida i la forma.A causa de la morfologia característica observada, la fracció d'àrea es va prendre igual a la fracció de volum.A més, el factor de forma dels carburs es calcula mitjançant l'equació del factor de forma (Shfa):
Aquí Ai és l'àrea del carbur (µm2) i Pi és el perímetre del carbur (µm)29.Per identificar les fases, es va realitzar la difracció de raigs X en pols (XRD) mitjançant un difractòmetre de raigs X (Bruker D8 Discover amb un detector de tires LynxEye 1D) amb radiació Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Escaneja la mostra en l'interval de 2θ de 35 ° a 130 ° amb una mida de pas de 0,02 ° i un temps de pas de 2 segons.Les dades XRD es van analitzar mitjançant el programari Diffract.EVA, que va actualitzar la base de dades cristal·logràfica l'any 2021. A més, es va utilitzar un tester de duresa Vickers (Struers Durascan 80, Àustria) per determinar la microduresa.Segons l'estàndard ASTM E384-17 30, es van fer 30 impressions sobre mostres preparades metal·logràficament en increments de 0,35 mm durant 10 s a 5 kgf.Els autors han caracteritzat prèviament les característiques microestructurals de HCMTS31.
Es va utilitzar un tribòmetre de placa de boles (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, EUA) per realitzar proves de desgast alternatiu en sec, la configuració de les quals es detalla en un altre lloc31.Els paràmetres de prova són els següents: segons la norma 32 ASTM G133-05, càrrega 3 N, freqüència 1 Hz, carrera 3 mm, durada 1 hora.Com a contrapesos es van utilitzar boles d'òxid d'alumini (Al2O3, classe de precisió 28/ISO 3290) amb un diàmetre de 10 mm amb una macroduresa d'uns 1500 HV i una rugositat superficial (Ra) d'uns 0,05 µm, proporcionades per Redhill Precision, República Txeca. .L'equilibri es va escollir per prevenir els efectes de l'oxidació que es poden produir a causa de l'equilibri i per entendre millor els mecanismes de desgast de les mostres en condicions de desgast severes.Cal tenir en compte que els paràmetres de prova són els mateixos que a la Ref.8 per tal de comparar les dades de la taxa de desgast amb els estudis existents.A més, es van realitzar una sèrie de proves alternatius amb una càrrega de 10 N per verificar el rendiment tribològic a càrregues més altes, mentre que altres paràmetres de prova es van mantenir constants.Les pressions de contacte inicials segons Hertz són 7,7 MPa i 11,5 MPa a 3 N i 10 N, respectivament.Durant la prova de desgast, es va registrar la força de fricció a una freqüència de 45 Hz i es va calcular el coeficient de fricció mitjà (CoF).Per a cada càrrega, es van prendre tres mesures en condicions ambientals.
La trajectòria de desgast es va examinar mitjançant el SEM descrit anteriorment i l'anàlisi EMF es va realitzar mitjançant el programari d'anàlisi de superfícies de desgast Aztec Acquisition.La superfície desgastada del cub aparellat es va examinar mitjançant un microscopi òptic (Keyence VHX-5000, Japó).Un perfilador làser sense contacte (NanoFocus µScan, Alemanya) va escanejar la marca de desgast amb una resolució vertical de ± 0,1 µm al llarg de l'eix z i 5 µm al llarg dels eixos x i y.El mapa del perfil de la superfície de la cicatriu de desgast es va crear a Matlab® utilitzant les coordenades x, y, z obtingudes a partir de les mesures del perfil.Diversos perfils de trajectòria de desgast vertical extrets del mapa de perfils de superfície s'utilitzen per calcular la pèrdua de volum de desgast a la trajectòria de desgast.La pèrdua de volum es va calcular com el producte de l'àrea de la secció transversal mitjana del perfil del cable i la longitud de la pista de desgast, i els autors han descrit anteriorment detalls addicionals d'aquest mètode33.A partir d'aquí, la taxa de desgast específica (k) s'obté a partir de la fórmula següent:
Aquí V és la pèrdua de volum a causa del desgast (mm3), W és la càrrega aplicada (N), L és la distància de lliscament (mm) i k és la taxa de desgast específica (mm3/Nm)34.Les dades de fricció i els mapes de perfil de superfície per a HCMTS s'inclouen al material suplementari (figura suplementària S1 i figura S2) per comparar les taxes de desgast de l'HCMSS.
En aquest estudi, es va utilitzar un mapa de duresa transversal de la trajectòria de desgast per demostrar el comportament de deformació plàstica (és a dir, enduriment per treball a causa de la pressió de contacte) de la zona de desgast.Les mostres polides es van tallar amb una roda de tall d'òxid d'alumini en una màquina de tall (Struers Accutom-5, Àustria) i es van polir amb paper de vidre SiC de 240 a 4000 P al llarg del gruix de les mostres.Mesura de microduresa a 0,5 kgf 10 s i 0,1 mm de distància segons ASTM E348-17.Les impressions es van col·locar en una graella rectangular de 1,26 × 0,3 mm2 aproximadament 60 µm per sota de la superfície (figura 1) i després es va representar un mapa de duresa mitjançant el codi Matlab® personalitzat descrit en un altre lloc35.A més, es va examinar la microestructura de la secció transversal de la zona de desgast mitjançant SEM.
Esquema de la marca de desgast que mostra la ubicació de la secció transversal (a) i una micrografia òptica del mapa de duresa que mostra la marca identificada a la secció transversal (b).
La microestructura de HCMSS tractada amb ELP consisteix en una xarxa de carbur homogènia envoltada per una matriu (Fig. 2a, b).L'anàlisi EDX va mostrar que els carburs grisos i foscos eren carburs rics en crom i vanadi, respectivament (taula 1).Calculat a partir de l'anàlisi d'imatges, s'estima que la fracció de volum dels carburs és de ~ 22,5% (~18,2% de carburs de crom alt i ~4,3% de carburs de vanadi).Les mides mitjanes de gra amb desviacions estàndard són 0,64 ± 0,2 µm i 1,84 ± 0,4 µm per als carburs rics en V i Cr, respectivament (Fig. 2c, d).Els carburs d'alta V tendeixen a ser més rodons amb un factor de forma (± SD) d'aproximadament 0,88±0,03 perquè els valors del factor de forma propers a 1 corresponen a carburs rodons.En canvi, els carburs de crom alts no són perfectament rodons, amb un factor de forma d'aproximadament 0,56 ± 0,01, que pot ser degut a l'aglomeració.Es van detectar pics de difracció de martensita (α, bcc) i d'austenita retinguda (γ', fcc) al patró de raigs X HCMSS tal com es mostra a la figura 2e.A més, el patró de raigs X mostra la presència de carburs secundaris.Els carburs alts de crom s'han identificat com a carburs de tipus M3C2 i M23C6.Segons les dades de la literatura, 36,37,38 pics de difracció dels carburs VC es van registrar a ≈43 ° i 63 °, cosa que suggereix que els pics VC estaven emmascarats pels pics M23C6 de carburs rics en crom (Fig. 2e).
Microestructura d'acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb EBL (a) a baix augment i (b) a gran augment, que mostra carburs rics en crom i vanadi i una matriu d'acer inoxidable (mode de retrodispersió d'electrons).Gràfics de barres que mostren la distribució de la mida del gra dels carburs rics en crom (c) i rics en vanadi (d).El patró de raigs X mostra la presència de martensita, austenita retinguda i carburs a la microestructura (d).
La microduresa mitjana és de 625,7 + 7,5 HV5, mostrant una duresa relativament alta en comparació amb l'acer inoxidable martensític processat convencionalment (450 HV)1 sense tractament tèrmic.La duresa de nanoindentació dels carburs d'alta V i els carburs d'alt Cr es troba entre 12 i 32, 5 GPa39 i 13-22 GPa40, respectivament.Així, l'alta duresa dels HCMSS tractats amb ELP es deu a l'alt contingut de carboni, que afavoreix la formació d'una xarxa de carbur.Així, HSMSS tractat amb ELP mostra bones característiques microestructurals i duresa sense cap tractament posttèrmic addicional.
Les corbes del coeficient de fricció mitjà (CoF) per a mostres a 3 N i 10 N es presenten a la figura 3, el rang de valors de fricció mínim i màxim està marcat amb ombrejat translúcid.Cada corba mostra una fase d'inici i una fase d'estat estacionari.La fase de rodament acaba a 1,2 m amb un CoF (± SD) de 0,41 ± 0,24,3 N i a 3,7 m amb un CoF de 0,71 ± 0,16,10 N, abans d'entrar a l'estat estacionari de la fase quan s'atura la fricció.no canvia ràpidament.A causa de la petita àrea de contacte i la rugosa deformació plàstica inicial, la força de fricció va augmentar ràpidament durant l'etapa de rodament a 3 N i 10 N, on es va produir una força de fricció més gran i una distància de lliscament més llarga a 10 N, cosa que pot ser deguda. al fet que En comparació amb 3 N, el dany superficial és més gran.Per a 3 N i 10 N, els valors de CoF en la fase estacionària són 0,78 ± 0,05 i 0,67 ± 0,01, respectivament.El CoF és pràcticament estable a 10 N i augmenta gradualment a 3 N. A la literatura limitada, el CoF de l'acer inoxidable tractat amb L-PBF en comparació amb els cossos de reacció ceràmics amb càrregues aplicades baixes oscil·la entre 0,5 i 0,728, 20, 42, que és en bon acord amb els valors de CoF mesurats en aquest estudi.La disminució del CoF amb l'augment de la càrrega en estat estacionari (al voltant del 14, 1%) es pot atribuir a la degradació de la superfície que es produeix a la interfície entre la superfície desgastada i la contrapart, que es tractarà més a fons a la següent secció mitjançant l'anàlisi de la superfície del mostres gastades.
Coeficients de fricció d'exemplars VSMSS tractats amb ELP en camins de lliscament a 3 N i 10 N, es marca una fase estacionària per a cada corba.
Les taxes de desgast específiques de HKMS (625,7 HV) s'estimen en 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm i 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm a 3 N i 10 N, respectivament (Fig. 4).Així, la taxa de desgast augmenta amb l'augment de la càrrega, la qual cosa està d'acord amb els estudis existents sobre austenita tractada amb L-PBF i PH SS17,43.En les mateixes condicions tribològiques, la taxa de desgast a 3 N és d'aproximadament una cinquena part de la de l'acer inoxidable austenític tractat amb L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), com en el cas anterior. .8. A més, la taxa de desgast de HCMSS a 3 N va ser significativament inferior a la dels acers inoxidables austenítics mecanitzats convencionalment i, en particular, superior a la dels premsats altament isotròpics (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) i fosa (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) mecanitzat d'acer inoxidable austenític, 8, respectivament.En comparació amb aquests estudis de la literatura, la millora de la resistència al desgast de l'HCMSS s'atribueix a l'alt contingut de carboni i la xarxa de carbur formada que resulta en una duresa més alta que els acers inoxidables austenítics mecanitzats additivament i mecanitzats convencionalment.Per estudiar més la taxa de desgast de les mostres d'HCMSS, es va provar una mostra d'acer d'eina martensític d'alt carboni (HCMTS) mecanitzada de manera similar (amb una duresa de 790 HV) en condicions similars (3 N i 10 N) per a la seva comparació;El material complementari és el mapa de perfils de superfície HCMTS (figura suplementària S2).La taxa de desgast de HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) és gairebé la mateixa que la de HCMTS a 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), cosa que indica una excel·lent resistència al desgast. .Aquestes característiques s'atribueixen principalment a les característiques microestructurals de HCMSS (és a dir, alt contingut de carbur, mida, forma i distribució de partícules de carbur a la matriu, tal com es descriu a la secció 3.1).Com es va informar anteriorment31,44, el contingut de carbur afecta l'amplada i la profunditat de la cicatriu de desgast i el mecanisme de desgast micro-abrasiu.No obstant això, el contingut de carbur és insuficient per protegir la matriu a 10 N, donant lloc a un desgast més gran.A la secció següent, s'utilitza la morfologia i la topografia de la superfície de desgast per explicar els mecanismes de desgast i deformació subjacents que afecten la taxa de desgast de HCMSS.A 10 N, la taxa de desgast de VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) és superior a la de VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Per contra, aquestes taxes de desgast encara són força altes: en condicions de prova similars, la taxa de desgast dels recobriments basats en crom i estel·lit és inferior a la de HCMSS45,46.Finalment, a causa de l'alta duresa de l'alúmina (1500 HV), la taxa de desgast d'aparellament va ser insignificant i es van trobar signes de transferència de material de la mostra a les boles d'alumini.
Desgast específic en mecanitzat ELR d'acer inoxidable martensític d'alt carboni (HMCSS), mecanitzat ELR d'acer per eines martensític d'alt carboni (HCMTS) i L-PBF, fosa i mecanitzat de premsat isotròpic (HIP) d'acer inoxidable austenític (316LSS) en diverses aplicacions es carreguen velocitats.El diagrama de dispersió mostra la desviació estàndard de les mesures.Les dades dels acers inoxidables austenítics es prenen de 8.
Si bé els revestiments durs com el crom i l'estelit poden proporcionar una millor resistència al desgast que els sistemes d'aliatge mecanitzats additivament, el mecanitzat additiu pot (1) millorar la microestructura, especialment per a materials amb una gran varietat de densitats.operacions a la part final;i (3) creació de noves topologies de superfície, com ara coixinets dinàmics de fluids integrats.A més, AM ofereix flexibilitat de disseny geomètric.Aquest estudi és especialment nou i important, ja que és fonamental dilucidar les característiques de desgast d'aquests aliatges metàl·lics recentment desenvolupats amb EBM, per als quals la literatura actual és molt limitada.
A la fig.5, on el principal mecanisme de desgast és l'abrasió seguida d'oxidació.Primer, el substrat d'acer es deforma plàsticament i després s'elimina per formar solcs d'1 a 3 µm de profunditat, tal com es mostra al perfil de la superfície (Fig. 5a).A causa de la calor de fricció generada pel lliscament continu, el material eliminat es manté a la interfície del sistema tribològic, formant una capa tribològica formada per petites illes d'òxid de ferro alt que envolten carburs alts de crom i vanadi (figura 5b i taula 2).), com també es va informar per a l'acer inoxidable austenític tractat amb L-PBF15,17.A la fig.La figura 5c mostra una oxidació intensa que es produeix al centre de la cicatriu de desgast.Així, la formació de la capa de fricció es facilita per la destrucció de la capa de fricció (és a dir, la capa d'òxid) (Fig. 5f) o l'eliminació de material es produeix en zones febles dins de la microestructura, accelerant així l'eliminació de material.En ambdós casos, la destrucció de la capa de fricció condueix a la formació de productes de desgast a la interfície, que pot ser el motiu de la tendència a un augment de CoF en l'estat estacionari 3N (Fig. 3).A més, hi ha signes de desgast en tres parts causats per òxids i partícules de desgast soltes a la pista de desgast, que finalment condueixen a la formació de micro-esgarrapades al substrat (Fig. 5b, e)9,12,47.
Perfil superficial (a) i fotomicrografies (b–f) de la morfologia de la superfície de desgast d'acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb ELP a 3 N, secció transversal de la marca de desgast en mode EEB (d) i microscòpia òptica del desgast superfície a 3 N (g) esferes d'alúmina.
Bandes de lliscament formades sobre el substrat d'acer, que indiquen una deformació plàstica a causa del desgast (Fig. 5e).També es van obtenir resultats similars en un estudi del comportament al desgast de l'acer austenític SS47 tractat amb L-PBF.La reorientació dels carburs rics en vanadi també indica una deformació plàstica de la matriu d'acer durant el lliscament (Fig. 5e).Les micrografies de la secció transversal de la marca de desgast mostren la presència de petites fosses rodones envoltades de microesquerdes (Fig. 5d), que poden ser degudes a una deformació plàstica excessiva prop de la superfície.La transferència de material a les esferes d'òxid d'alumini va ser limitada, mentre que les esferes es van mantenir intactes (Fig. 5g).
L'amplada i la profunditat de desgast de les mostres van augmentar amb l'augment de la càrrega (a 10 N), tal com es mostra al mapa de topografia superficial (Fig. 6a).L'abrasió i l'oxidació segueixen sent els mecanismes de desgast dominants, i un augment del nombre de micro-esgarrapades a la pista de desgast indica que el desgast de tres parts també es produeix a 10 N (Fig. 6b).L'anàlisi EDX va mostrar la formació d'illes d'òxids riques en ferro.Els pics d'Al dels espectres van confirmar que la transferència de la substància de la contrapart a la mostra es va produir a 10 N (Fig. 6c i Taula 3), mentre que no es va observar a 3 N (Taula 2).El desgast de tres cossos és causat per partícules de desgast d'illes d'òxid i anàlegs, on l'anàlisi detallada d'EDX va revelar el transport de material dels anàlegs (figura suplementària S3 i taula S1).El desenvolupament d'illes d'òxid està associat a fosses profundes, que també s'observa a 3N (Fig. 5).L'esquerdament i la fragmentació dels carburs es produeixen principalment en carburs rics en 10 N Cr (Fig. 6e, f).A més, els carburs d'alta V s'escaten i desgasten la matriu circumdant, que al seu torn provoca un desgast de tres parts.Una fossa similar en mida i forma a la del carbur de V alta (ressaltat amb un cercle vermell) també va aparèixer a la secció transversal de la pista (Fig. 6d) (vegeu l'anàlisi de la mida i la forma del carbur. 3.1), cosa que indica que la V alta. El carbur V pot desfer-se de la matriu a 10 N. La forma rodona dels carburs d'alta V contribueix a l'efecte d'estirament, mentre que els carburs d'alt Cr aglomerats són propensos a trencar-se (Fig. 6e, f).Aquest comportament de fallada indica que la matriu ha superat la seva capacitat de suportar la deformació plàstica i que la microestructura no proporciona suficient resistència a l'impacte a 10 N. L'esquerda vertical sota la superfície (Fig. 6d) indica la intensitat de la deformació plàstica que es produeix durant el lliscament.A mesura que augmenta la càrrega hi ha una transferència de material des de la pista desgastada a la bola d'alúmina (Fig. 6g), que pot estar en estat estacionari a 10 N. El motiu principal de la disminució dels valors de CoF (Fig. 3).
Perfil superficial (a) i fotomicrografies (b–f) de la topografia de la superfície desgastada (b–f) d'acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb EBA a 10 N, secció transversal de la pista de desgast en mode EEB (d) i superfície del microscopi òptic d'esfera d'alúmina a 10 N (g).
Durant el desgast de lliscament, la superfície està sotmesa a esforços de compressió i cisalla induïts per anticossos, donant lloc a una deformació plàstica significativa sota la superfície desgastada34,48,49.Per tant, l'enduriment per treball es pot produir sota la superfície a causa de la deformació plàstica, afectant els mecanismes de desgast i deformació que determinen el comportament de desgast d'un material.Per tant, en aquest estudi es va realitzar un mapa de la duresa de la secció transversal (tal com es detalla a la secció 2.4) per determinar el desenvolupament d'una zona de deformació plàstica (PDZ) per sota del camí de desgast en funció de la càrrega.Atès que, com s'ha esmentat en els apartats anteriors, es van observar clars signes de deformació plàstica per sota del rastre de desgast (Fig. 5d, 6d), especialment a 10 N.
A la fig.La figura 7 mostra diagrames de duresa transversals de marques de desgast de HCMSS tractades amb ELP a 3 N i 10 N. Val la pena assenyalar que aquests valors de duresa es van utilitzar com a índex per avaluar l'efecte de l'enduriment per treball.El canvi de duresa per sota de la marca de desgast és de 667 a 672 HV a 3 N (Fig. 7a), cosa que indica que l'enduriment per treball és insignificant.Presumiblement, a causa de la baixa resolució del mapa de microduresa (és a dir, la distància entre les marques), el mètode de mesura de duresa aplicat no va poder detectar canvis en la duresa.Per contra, es van observar zones PDZ amb valors de duresa de 677 a 686 HV amb una profunditat màxima de 118 µm i una longitud de 488 µm a 10 N (Fig. 7b), que es correlaciona amb l'amplada de la pista de desgast ( Fig. 6a)).Es van trobar dades similars sobre la variació de la mida del PDZ amb la càrrega en un estudi de desgast sobre SS47 tractat amb L-PBF.Els resultats mostren que la presència d'austenita retinguda afecta la ductilitat dels acers fabricats additivament 3, 12, 50 i l'austenita retinguda es transforma en martensita durant la deformació plàstica (efecte plàstic de la transformació de fase), cosa que millora l'enduriment per treball de l'acer.acer 51. Atès que la mostra de VCMSS contenia austenita retinguda d'acord amb el patró de difracció de raigs X comentat anteriorment (Fig. 2e), es va suggerir que l'austenita retinguda a la microestructura es podria transformar en martensita durant el contacte, augmentant així la duresa de PDZ ( Fig. 7b).A més, la formació de lliscament que es produeix a la pista de desgast (Fig. 5e, 6f) també indica una deformació plàstica causada pel lliscament de dislocació sota l'acció de l'esforç de cisalla al contacte de lliscament.Tanmateix, l'esforç de cisalla induït a 3 N va ser insuficient per produir una alta densitat de dislocació o la transformació de l'austenita retinguda a martensita observada pel mètode utilitzat, de manera que només es va observar l'enduriment a 10 N (Fig. 7b).
Esquemes transversals de duresa de pistes de desgast d'acer inoxidable martensític d'alt carboni sotmeses a mecanitzat per descàrrega elèctrica a 3 N (a) i 10 N (b).
Aquest estudi mostra el comportament de desgast i les característiques microestructurals d'un nou acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb ELR.Es van realitzar proves de desgast en sec en lliscament sota diverses càrregues, i es van examinar mostres desgastades mitjançant microscòpia electrònica, perfilòmetre làser i mapes de duresa de seccions transversals de pistes de desgast.
L'anàlisi microestructural va revelar una distribució uniforme de carburs amb un alt contingut de crom (~18,2% de carburs) i vanadi (~4,3% de carburs) en una matriu de martensita i austenita retinguda amb una microduresa relativament alta.Els mecanismes de desgast dominants són el desgast i l'oxidació a baixes càrregues, mentre que el desgast de tres cossos causat per carburs d'alta V estirats i òxids de gra solt també contribueix al desgast a les càrregues creixents.La taxa de desgast és millor que la L-PBF i els acers inoxidables austenítics mecanitzats convencionals, i fins i tot similar a la dels acers per eines mecanitzats EBM a baixes càrregues.El valor de CoF disminueix amb l'augment de la càrrega a causa de la transferència de material al cos oposat.Mitjançant el mètode de mapatge de la duresa de la secció transversal, la zona de deformació plàstica es mostra a sota de la marca de desgast.El possible refinament del gra i les transicions de fase a la matriu es poden investigar més mitjançant la difracció de retrodispersió d'electrons per entendre millor els efectes de l'enduriment per treball.La baixa resolució del mapa de microduresa no permet la visualització de la duresa de la zona de desgast amb càrregues aplicades baixes, de manera que la nanoindentació pot proporcionar canvis de duresa de resolució més alta mitjançant el mateix mètode.
Aquest estudi presenta per primera vegada una anàlisi exhaustiva de la resistència al desgast i les propietats de fricció d'un nou acer inoxidable martensític d'alt carboni tractat amb ELR.Tenint en compte la llibertat de disseny geomètric d'AM i la possibilitat de reduir els passos de mecanitzat amb AM, aquesta investigació podria obrir el camí per a la producció d'aquest nou material i el seu ús en dispositius relacionats amb el desgast, des d'eixos fins a motlles d'injecció de plàstic amb canal de refrigeració complicat.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (Societat Americana d'Aeronàutica i Astronàutica, 2018).
Bajaj, P. et al.L'acer en la fabricació additiva: una revisió de la seva microestructura i propietats.Alma mater.la ciència.projecte.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. i Passeggio, F. Danys a la superfície de desgast dels components aeroespacials d'acer inoxidable EN 3358 durant el lliscament.Germanor.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Fabricació additiva de components metàl·lics: procés, estructura i rendiment.programació.Alma mater.la ciència.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. i Emmelmann S. Producció d'additius metàl·lics.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM Internacional.Terminologia estàndard per a la tecnologia de fabricació additiva.Producció ràpida.Professor auxiliar.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Propietats mecàniques i tribològiques de l'acer inoxidable 316L: comparació de la fusió làser selectiva, premsat en calent i fosa convencional.Afegir a.fabricant.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. i Pham, MS Contribució de la microestructura als mecanismes de desgast i anisotropia de lliscament en sec d'acer inoxidable 316L fabricats additivament.Alma mater.des.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. i Tatlock GJ Resposta mecànica i mecanismes de deformació d'estructures d'acer endurides amb dispersió d'òxid de ferro obtinguts per fusió selectiva per làser.revista.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI i Akhtar, F. Resistència mecànica d'ordre superior després del tractament tèrmic de SLM 2507 a temperatures ambient i elevades, ajudat per la precipitació sigma dura/dúctil.Metall (Basilea).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. i Li, S. Microestructura, reacció post-calor i propietats tribològiques de l'acer inoxidable 17-4 PH imprès en 3D.Porta 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. i Zhang, L. Comportament de densificació, evolució de la microestructura i propietats mecàniques dels compostos d'acer inoxidable TiC/AISI420 fabricats per fusió selectiva per làser.Alma mater.des.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabricació i caracterització d'acer inoxidable AISI 420 mitjançant fusió selectiva per làser.Alma mater.fabricant.procés.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. i Alrbey K. Característiques de desgast lliscant i comportament de corrosió de la fusió selectiva per làser d'acer inoxidable 316L.J. Alma mater.projecte.executar.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Fricció i desgast de l'acer inoxidable en pols sota lubricació d'oli [J].Tribiol.intern 104, 183–190 (2016).