Köszönjük, hogy meglátogatta a Nature.com oldalt.Olyan böngészőverziót használ, amely korlátozott CSS-támogatással rendelkezik.A legjobb élmény érdekében javasoljuk, hogy használjon frissített böngészőt (vagy tiltsa le a kompatibilitási módot az Internet Explorerben).Ezenkívül a folyamatos támogatás érdekében stílusok és JavaScript nélkül jelenítjük meg az oldalt.
Diánként három cikket mutató csúszkák.Használja a vissza és a következő gombokat a diák közötti mozgáshoz, vagy a végén lévő diavezérlő gombokat az egyes diák közötti mozgáshoz.

ASTM A240 304 316 rozsdamentes acél közepes vastag lemez vágható és testreszabható kínai gyári ár

Anyagminőség: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Típus: ferrit, ausztenit, martenzit, duplex
Technológia: hidegen hengerelt és melegen hengerelt
Minősítések: ISO9001, CE, SGS minden évben
Szolgáltatás: Harmadik fél általi tesztelés
Szállítás: 10-15 napon belül vagy a mennyiséget figyelembe véve

A rozsdamentes acél egy vasötvözet, amelynek krómtartalma legalább 10,5%.A krómtartalom vékony króm-oxid filmet hoz létre az acél felületén, amelyet passzivációs rétegnek neveznek.Ez a réteg megakadályozza a korrózió kialakulását az acél felületén;minél nagyobb a króm mennyisége az acélban, annál nagyobb a korrózióállóság.

Az acél különféle mennyiségű egyéb elemet is tartalmaz, mint például szén, szilícium és mangán.További elemek hozzáadhatók a korrózióállóság (nikkel) és az alakíthatóság (molibdén) növelésére.

Körülbelül 22,5 térfogatú nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél (HCMSS) viselkedése.% magas króm- (Cr) és vanádium (V) tartalmú karbidokat elektronsugaras olvasztással (EBM) rögzítettünk.A mikroszerkezet martenzit és maradék ausztenit fázisokból áll, a szubmikron magas V és mikron magas Cr karbidok egyenletesen oszlanak el, és a keménység viszonylag magas.A CoF körülbelül 14,1%-kal csökken az állandósult állapotú terhelés növekedésével az anyagnak a kopott pályáról az ellentétes testre való átvitele miatt.Az azonos módon kezelt martenzites szerszámacélokhoz képest a HCMSS kopási sebessége kis terhelés mellett közel azonos.A domináns kopási mechanizmus az acél mátrix koptatással történő eltávolítása, majd a kopásnyom oxidációja, míg a háromkomponensű csiszolókopás a terhelés növekedésével lép fel.A kopási heg alatti képlékeny deformáció területei a keresztmetszeti keménység térképezéssel azonosítva.A kopási feltételek növekedésével fellépő speciális jelenségek a keményfém-repedés, a magas vanádium-karbid-kiszakadás és a matrica-repedés.Ez a kutatás rávilágít a HCMSS adalékanyag-gyártás kopási jellemzőire, ami megnyithatja az utat az EBM alkatrészek gyártásához a kopó alkalmazásokhoz, a tengelyektől a műanyag fröccsöntő formákig.
A rozsdamentes acél (SS) egy sokoldalú acélcsalád, amelyet nagy korrózióállóságuk és megfelelő mechanikai tulajdonságaik miatt széles körben használnak a repülőgépiparban, az autóiparban, az élelmiszeriparban és sok más alkalmazásban.Magas korrózióállóságuk a HC magas krómtartalmának (több mint 11,5 tömeg%) köszönhető, amely hozzájárul a felületen magas krómtartalmú oxidfilm kialakulásához1.A legtöbb rozsdamentes acélfajtának azonban alacsony a széntartalma, ezért korlátozott a keménységük és a kopásállóságuk, ami csökkenti az élettartamot a kopással kapcsolatos eszközökben, például a repülőgép-leszállási alkatrészekben4.Általában alacsony keménységűek (180-450 HV tartományban), csak néhány hőkezelt martenzites rozsdamentes acél rendelkezik nagy keménységgel (akár 700 HV) és magas széntartalommal (akár 1,2 tömeg%), ami hozzájárulhat a martenzit képződése.1. Röviden, a magas széntartalom csökkenti a martenzites átalakulási hőmérsékletet, lehetővé téve egy teljesen martenzites mikrostruktúra kialakulását és kopásálló mikrostruktúra megszerzését nagy hűtési sebesség mellett.Kemény fázisok (pl. karbidok) adhatók az acélmátrixhoz, hogy tovább javítsák a szerszám kopásállóságát.
Az additív gyártás (AM) bevezetésével új anyagok állíthatók elő a kívánt összetétellel, mikroszerkezeti jellemzőkkel és kiváló mechanikai tulajdonságokkal5,6.Például a porágyas olvasztás (PBF), az egyik leginkább kereskedelmi forgalomba hozott adalékos hegesztési eljárás, amely magában foglalja az előre ötvözött porok leválasztását, hogy szorosan formázott részeket képezzenek a porok hőforrások, például lézerek vagy elektronsugarak segítségével történő megolvasztásával7.Számos tanulmány kimutatta, hogy az additív megmunkálású rozsdamentes acél alkatrészek teljesítménye felülmúlja a hagyományosan gyártott alkatrészeket.Például az additív feldolgozásnak alávetett ausztenites rozsdamentes acélok jobb mechanikai tulajdonságokkal rendelkeznek a finomabb mikroszerkezetük miatt (azaz Hall-Petch kapcsolatok)3,8,9.Az AM-kezelt ferrites rozsdamentes acél hőkezelése további csapadékot eredményez, amely a hagyományos társaikhoz hasonló mechanikai tulajdonságokat biztosít3,10.Nagy szilárdságú és keménységű, kétfázisú rozsdamentes acél, amelyet additív feldolgozással dolgoztak fel, ahol a jobb mechanikai tulajdonságok a mikroszerkezet krómban gazdag intermetallikus fázisainak köszönhetők11.Ezen túlmenően az adalékanyaggal edzett martenzites és PH rozsdamentes acélok javított mechanikai tulajdonságai érhetők el a mikroszerkezetben visszatartott ausztenit szabályozásával és a megmunkálási és hőkezelési paraméterek 3,12,13,14 optimalizálásával.
A mai napig az AM ausztenites rozsdamentes acélok tribológiai tulajdonságai több figyelmet kaptak, mint más rozsdamentes acélok.A 316L-lel kezelt porrétegben (L-PBF) a lézeres olvadás tribológiai viselkedését vizsgáltuk az AM feldolgozási paraméterek függvényében.Kimutatták, hogy a porozitás minimalizálása a pásztázási sebesség csökkentésével vagy a lézerteljesítmény növelésével javíthatja a kopásállóságot15,16.Li és munkatársai17 különböző paraméterek (terhelés, gyakoriság és hőmérséklet) mellett tesztelték a száraz csúszó kopást, és kimutatták, hogy a szobahőmérsékletű kopás a fő kopási mechanizmus, míg a csúszási sebesség és a hőmérséklet növelése elősegíti az oxidációt.Az így létrejövő oxidréteg biztosítja a csapágy működését, a hőmérséklet emelkedésével csökken a súrlódás, magasabb hőmérsékleten pedig nő a kopási sebesség.Más tanulmányokban a TiC18, TiB219 és SiC20 részecskék hozzáadása az L-PBF-fel kezelt 316L mátrixhoz javította a kopásállóságot azáltal, hogy sűrű, keményített súrlódási réteget képezett a kemény részecskék térfogatának növekedésével.Védő oxidréteget figyeltek meg az L-PBF12-vel kezelt PH acélban és az SS11 duplex acélban is, ami azt jelzi, hogy a visszatartott ausztenit korlátozása utóhőkezeléssel12 javíthatja a kopásállóságot.Az itt összefoglalt módon a szakirodalom elsősorban a 316L SS sorozat tribológiai teljesítményére koncentrál, míg a martenzites adalékanyaggal gyártott, jóval magasabb széntartalmú rozsdamentes acélok sorozatának tribológiai teljesítményére vonatkozóan kevés adat áll rendelkezésre.
Az elektronsugaras olvasztás (EBM) az L-PBF-hez hasonló technika, amely képes mikroszerkezetek kialakítására tűzálló karbidokkal, például magas vanádium- és króm-karbidokkal, mivel képes magasabb hőmérsékletet és pásztázási sebességet elérni 21, 22. A rozsdamentes acél EBM-feldolgozásáról szóló meglévő irodalom Az acél főként az optimális ELM feldolgozási paraméterek meghatározására összpontosít, hogy repedés- és pórusmentes mikrostruktúrát kapjon, és javítsa a mechanikai tulajdonságokat23, 24, 25, 26, miközben az EBM-mel kezelt rozsdamentes acél tribológiai tulajdonságaival foglalkozik.Eddig az ELR-rel kezelt nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél kopási mechanizmusát korlátozott körülmények között tanulmányozták, és súlyos képlékeny deformációról számoltak be koptató (csiszolópapír-teszt), száraz és iszapos eróziós körülmények között27.
Ez a tanulmány az ELR-rel kezelt nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél kopásállóságát és súrlódási tulajdonságait vizsgálta az alábbiakban ismertetett száraz csúszási körülmények között.Először a mikroszerkezeti jellemzőket jellemezték pásztázó elektronmikroszkóppal (SEM), energiadiszperzív röntgenspektroszkópiával (EDX), röntgendiffrakcióval és képanalízissel.Az ezekkel a módszerekkel nyert adatok alapján a tribológiai viselkedés megfigyelései alapul szolgálnak különböző terhelések mellett végzett száraz reciprok tesztekkel, végül pedig SEM-EDX és lézer profilométerrel vizsgálják a kopott felület morfológiáját.A kopási sebességet számszerűsítettük, és összehasonlítottuk a hasonlóan kezelt martenzites szerszámacélokkal.Ezt azért tették, hogy alapot teremtsenek ennek az SS-rendszernek a gyakrabban használt, azonos típusú kezelésű kopórendszerekkel való összehasonlítására.Végül a kopási út keresztmetszeti térképét mutatjuk be egy keménységleképező algoritmus segítségével, amely felfedi az érintkezés során fellépő plasztikus deformációt.Meg kell jegyezni, hogy a tanulmány tribológiai tesztjeit az új anyag tribológiai tulajdonságainak jobb megértése érdekében végezték, nem pedig egy konkrét alkalmazás szimulálása céljából.Ez a tanulmány hozzájárul egy új, adalékanyaggal előállított martenzites rozsdamentes acél tribológiai tulajdonságainak jobb megértéséhez olyan kopási alkalmazásokhoz, amelyek zord környezetben történő működést igényelnek.
A Vibenite® 350 márkanév alatt ELR-rel kezelt, magas széntartalmú martenzites rozsdamentes acél (HCMSS) mintáit a VBN Components AB, Svédország fejlesztette ki és szállította.A minta névleges kémiai összetétele: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (tömeg%).Először száraz csúszó próbatesteket (40 mm × 20 mm × 5 mm) készítettek a kapott négyszögletes próbatestekből (42 mm × 22 mm × 7 mm) utótermikus kezelés nélkül elektromos kisüléses megmunkálás (EDM) segítségével.Ezután a mintákat egymás után 240-2400 R szemcseméretű SiC csiszolópapírral őröltük, így körülbelül 0,15 μm felületi érdesség (Ra) lett.Ezen kívül EBM-kezelt nagy széntartalmú martenzites szerszámacél (HCMTS) próbatestek névleges kémiai összetétele: 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (tömeg .%) (kereskedelmi nevén Vibenite® 150) Ugyanilyen módon elkészítve.A HCMTS 8 térfogatszázalék karbidot tartalmaz, és csak a HCMSS kopási sebességi adatainak összehasonlítására szolgál.
A HCMSS mikroszerkezeti jellemzését SEM (FEI Quanta 250, USA) segítségével végeztük, amely az Oxford Instruments energiadiszperzív röntgen (EDX) XMax80 detektorával volt felszerelve.Három véletlenszerű, 3500 µm2-t tartalmazó mikrofényképet készítettünk visszaszórt elektron (BSE) módban, majd képanalízissel (ImageJ®)28 elemeztük a területi hányad (azaz térfogatfrakció), méret és alak meghatározásához.A megfigyelt jellegzetes morfológiából adódóan a területhányadot a térfogathányaddal egyenlőnek vettük.Ezenkívül a karbidok alaktényezőjét az alaktényező-egyenlet (Shfa) segítségével számítják ki:
Itt Ai a karbid területe (µm2), Pi pedig a karbid kerülete (µm)29.A fázisok azonosításához röntgendiffraktométerrel (Bruker D8 Discover LynxEye 1D szalagdetektorral) Co-Ka sugárzással (λ = 1,79026 Å) por röntgendiffrakciót (XRD) végeztünk.Szkennelje le a mintát a 35° és 130° közötti 2θ tartományban 0,02° lépésmérettel és 2 másodperces lépésidővel.Az XRD adatokat a Diffract.EVA szoftverrel elemeztük, amely 2021-ben frissítette a krisztallográfiai adatbázist. Ezenkívül Vickers keménységmérőt (Struers Durascan 80, Ausztria) használtunk a mikrokeménység meghatározására.Az ASTM E384-17 30 szabvány szerint metallográfiailag előkészített mintákon 30 nyomat készült 0,35 mm-es lépésekben 10 másodpercig 5 kgf mellett.A szerzők korábban jellemezték a HCMTS31 mikroszerkezeti jellemzőit.
A száraz dugattyús kopásvizsgálatok elvégzéséhez golyóslemezes tribométert (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) használtak, melynek konfigurációját máshol részletezzük31.A vizsgálati paraméterek a következők: a 32 ASTM G133-05 szabvány szerint, terhelés 3 N, frekvencia 1 Hz, löket 3 mm, időtartam 1 óra.Ellensúlyként 10 mm átmérőjű, körülbelül 1500 HV makrokeménységű és körülbelül 0,05 µm felületi érdességű (Ra) alumínium-oxid golyókat (Al2O3, pontossági osztály 28/ISO 3290) használtak ellensúlyként. .A kiegyensúlyozást azért választottuk, hogy megelőzzük a kiegyensúlyozás következtében fellépő oxidációs hatásokat, és jobban megértsük a próbatestek kopási mechanizmusait súlyos kopási körülmények között.Megjegyzendő, hogy a vizsgálati paraméterek megegyeznek a 8. hivatkozásban leírtakkal, hogy összehasonlíthassuk a kopási sebességre vonatkozó adatokat a meglévő tanulmányokkal.Ezen kívül 10 N terhelésű, dugattyús tesztsorozatot végeztek a tribológiai teljesítmény igazolására nagyobb terheléseknél, miközben a többi vizsgálati paraméter állandó maradt.A kezdeti érintkezési nyomás Hertz szerint 7,7 MPa és 11,5 MPa 3 N és 10 N mellett.A kopásvizsgálat során a súrlódási erőt 45 Hz-es frekvencián rögzítettük, és kiszámítottuk az átlagos súrlódási együtthatót (CoF).Minden egyes terhelésnél három mérést végeztünk környezeti körülmények között.
A kopási pályát a fent leírt SEM segítségével, az EMF elemzést Azec Acquisition kopófelület-elemző szoftverrel végeztük.A párosított kocka kopott felületét optikai mikroszkóppal (Keyence VHX-5000, Japán) vizsgáltuk.Egy érintésmentes lézerprofilozó (NanoFocus µScan, Németország) ±0,1 µm függőleges felbontással pásztázta le a kopásnyomot a z tengely mentén, és 5 µm-rel az x és y tengely mentén.A kopási heg felületi profiltérképet Matlab®-ban készítettük el a profilmérésekből kapott x, y, z koordináták felhasználásával.Számos, a felületi profiltérképből kinyert függőleges kopási útprofilt használnak a kopási út kopási térfogatveszteségének kiszámításához.A térfogatveszteséget a huzalprofil átlagos keresztmetszeti területének és a kopópálya hosszának szorzataként számítottuk ki, és a módszer további részleteit már korábban leírták a szerzők33.Innen a fajlagos kopási sebesség (k) a következő képletből adódik:
Itt V a kopásból eredő térfogatveszteség (mm3), W az alkalmazott terhelés (N), L a csúszási távolság (mm), k pedig a fajlagos kopási sebesség (mm3/Nm)34.A HCMTS súrlódási adatai és felületi profiltérképei a kiegészítő anyagokban (kiegészítő S1 és S2 ábra) találhatók a HCMSS kopási arányának összehasonlítására.
Ebben a vizsgálatban a kopási út keresztmetszeti keménységi térképét használtuk a kopási zóna képlékeny alakváltozási viselkedésének (vagyis az érintkezési nyomás miatti munkakeményedés) bemutatására.A polírozott mintákat alumínium-oxid vágókoronggal vágtuk le vágógépen (Struers Accutom-5, Ausztria), és 240-4000 P minőségi SiC csiszolópapírral políroztuk a minták vastagsága mentén.Mikrokeménység mérés 0,5 kgf 10 s és 0,1 mm távolság mellett az ASTM E348-17 szerint.A lenyomatokat egy 1,26 × 0,3 mm2-es téglalap alakú rácsra helyezték el, körülbelül 60 µm-rel a felszín alatt (1. ábra), majd a keménységi térképet a máshol leírt egyedi Matlab® kóddal renderelték35.Emellett SEM segítségével vizsgáltuk a kopási zóna keresztmetszetének mikrostruktúráját.
A kopásjel vázlata, amely a keresztmetszet helyét mutatja (a), és a keménységi térkép optikai mikroképe, amely a keresztmetszetben azonosított jelet mutatja (b).
Az ELP-vel kezelt HCMSS mikrostruktúrája egy mátrixszal körülvett homogén karbid hálózatból áll (2a, b ábra).Az EDX analízis kimutatta, hogy a szürke és a sötét karbidok krómban, illetve vanádiumban gazdag karbidok voltak (1. táblázat).Képelemzésből számolva a karbidok térfogathányada ~22,5%-ra becsülhető (~18,2% magas krómtartalmú karbidok és ~4,3% magas vanádium-karbidok).Az átlagos szemcseméret szórással 0,64 ± 0,2 µm, illetve 1,84 ± 0,4 µm a V-ben, illetve Cr-ban gazdag karbidoknál (2c, d ábra).A nagy V-értékű karbidok általában kerekebbek, körülbelül 0,88 ± 0,03 alaktényezővel (± SD), mivel az 1-hez közeli alaktényező értékek a kerek karbidoknak felelnek meg.Ezzel szemben a magas krómtartalmú karbidok nem tökéletesen kerekek, alaktényezőjük körülbelül 0,56 ± 0,01, ami az agglomerációnak köszönhető.Martenzit (α, bcc) és visszatartott ausztenit (γ', fcc) diffrakciós csúcsokat detektáltunk a HCMSS röntgenmintán, amint az a 2e. ábrán látható.Ezenkívül a röntgenkép másodlagos karbidok jelenlétét mutatja.A magas krómtartalmú karbidokat M3C2 és M23C6 típusú karbidként azonosították.Irodalmi adatok szerint a VC-karbidok 36,37,38 diffrakciós csúcsát ≈43°-on és 63°-on rögzítették, ami arra utal, hogy a VC-csúcsokat a krómban gazdag karbidok M23C6-csúcsai takarták (2e. ábra).
EBL-lel kezelt, nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél mikroszerkezete (a) kis nagyítással és (b) nagy nagyítással, krómban és vanádiumban gazdag karbidokat és rozsdamentes acél mátrixot mutat (elektron visszaszórási mód).Krómban gazdag (c) és vanádiumban gazdag (d) karbidok szemcseméret-eloszlását bemutató oszlopdiagramok.A röntgenkép martenzit, visszatartott ausztenit és karbidok jelenlétét mutatja a mikroszerkezetben (d).
Az átlagos mikrokeménység 625,7 + 7,5 HV5, amely viszonylag magas keménységet mutat a hagyományosan feldolgozott martenzites rozsdamentes acélhoz (450 HV)1 képest hőkezelés nélkül.A nagy V-tartalmú karbidok és a magas Cr-karbidok nanobenyomódási keménysége 12 és 32,5 GPa39, illetve 13-22 GPa40 között van.Így az ELP-vel kezelt HCMSS nagy keménysége a magas széntartalomnak köszönhető, ami elősegíti a karbid hálózat kialakulását.Így az ELP-vel kezelt HSMSS jó mikroszerkezeti jellemzőket és keménységet mutat további utótermikus kezelés nélkül.
A minták átlagos súrlódási tényezőjének (CoF) görbéit 3 N és 10 N mellett a 3. ábra mutatja be, a minimális és maximális súrlódási értékek tartományát áttetsző árnyékolás jelzi.Minden görbe egy befutási fázist és egy állandósult állapotú fázist mutat.A bejáratási fázis 1,2 m-nél 0,41 ± 0,24,3 N CoF (± SD) értéknél, 3,7 m-nél 0,71 ± 0,16,10 N CoF-nél ér véget, mielőtt a súrlódás megszűnésekor a fázis-stacionárius állapotba kerül.nem változik gyorsan.A kis érintkezési felület és a durva kezdeti képlékeny alakváltozás miatt a súrlódási erő gyorsan nőtt a bejáratási szakaszban 3 N és 10 N mellett, ahol nagyobb súrlódási erő és hosszabb csúszási távolság lépett fel 10 N-en, aminek oka lehet. arra a tényre, hogy 3 N-hez képest nagyobb a felületi sérülés.3 N és 10 N esetén a CoF értékek az állófázisban 0,78 ± 0,05 és 0,67 ± 0,01.A CoF gyakorlatilag stabil 10 N-nál, és fokozatosan növekszik 3 N-nál. A korlátozott irodalomban az L-PBF-fel kezelt rozsdamentes acél CoF-értéke a kerámia reakciótestekhez képest alacsony alkalmazott terhelés mellett 0,5 és 0,728, 20, 42 között van, ami kb. jó egyezés a mért CoF értékekkel ebben a tanulmányban.A CoF csökkenése a terhelés növekedésével egyensúlyi állapotban (körülbelül 14,1%) a kopott felület és a megfelelő felület határfelületén fellépő felületi degradációnak tudható be, amelyről a következő szakaszban lesz még szó, a felület elemzésén keresztül. kopott minták.
ELP-vel kezelt VSMSS próbatestek súrlódási együtthatói csúszópályákon 3 N és 10 N mellett, minden görbéhez egy állófázis van jelölve.
A HKMS (625,7 HV) fajlagos kopási sebességét 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm-re, illetve 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm-re becsülik 3 N és 10 N mellett (4. ábra).Így a kopási sebesség a terhelés növekedésével növekszik, ami jó összhangban van az L-PBF-fel és PH SS17,43-mal kezelt ausztenitre vonatkozó meglévő tanulmányokkal.Ugyanezen tribológiai körülmények között a kopási sebesség 3 N-on körülbelül egyötöde az L-PBF-fel kezelt ausztenites rozsdamentes acélénak (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), mint az előző esetben. .8. Ezenkívül a HCMSS kopási sebessége 3 N-on lényegesen alacsonyabb volt, mint a hagyományosan megmunkált ausztenites rozsdamentes acéloké, és különösen nagyobb, mint az erősen izotróp sajtolt acéloké (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) és öntött (k = 4,70 ± 0,3 × 10-5 mm3/Nm, 156 HV) megmunkált ausztenites rozsdamentes acél, 8, ill.Ezekkel a szakirodalmi tanulmányokkal összehasonlítva a HCMSS jobb kopásállósága a magas széntartalomnak és a kialakult keményfém hálózatnak tulajdonítható, ami nagyobb keménységet eredményez, mint az additív megmunkálású ausztenites rozsdamentes acélok hagyományosan megmunkálása.A HCMSS próbatestek kopási sebességének további tanulmányozására egy hasonló megmunkálású, nagy széntartalmú martenzites szerszámacél (HCMTS) próbatestet (790 HV keménységű) hasonló körülmények között (3 N és 10 N) teszteltünk összehasonlítás céljából;Kiegészítő anyag a HCMTS felületi profiltérkép (S2 kiegészítő ábra).A HCMSS kopási sebessége (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) majdnem megegyezik a HCMTS-éval 3 N-nál (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), ami kiváló kopásállóságot jelez .Ezek a jellemzők főként a HCMSS mikroszerkezeti jellemzőinek tulajdoníthatók (azaz a 3.1. szakaszban leírtak szerint a magas karbidtartalom, a karbidrészecskék mérete, alakja és eloszlása ​​a mátrixban).Amint arról korábban beszámoltunk31,44, a karbidtartalom befolyásolja a kopási heg szélességét és mélységét, valamint a mikrokopás mechanizmusát.A karbidtartalom azonban nem elegendő a szerszám védelméhez 10 N-on, ami fokozott kopást eredményez.A következő részben a kopási felület morfológiáját és topográfiáját használjuk a HCMSS kopási sebességét befolyásoló kopási és deformációs mechanizmusok magyarázatára.10 N mellett a VCMSS kopási sebessége (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) nagyobb, mint a VKMTSé (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Ellenkezőleg, ezek a kopási arányok még mindig meglehetősen magasak: hasonló vizsgálati körülmények között a króm- és sztellitalapú bevonatok kopási sebessége alacsonyabb, mint a HCMSS45,46-é.Végül az alumínium-oxid nagy keménysége (1500 HV) miatt a párosodási sebesség elhanyagolható volt, és a próbatestből az alumíniumgolyókba való anyagátvitel jeleit találtuk.
Speciális kopás magas széntartalmú martenzites rozsdamentes acél (HMCSS) ELR megmunkálásánál, nagy széntartalmú martenzites szerszámacél (HCMTS) és L-PBF ELR megmunkálásánál, ausztenites rozsdamentes acél (316LSS) öntésénél és nagy izotróp sajtolású (HIP) megmunkálásánál különböző alkalmazásoknál sebességek terhelve vannak.A szórásdiagram a mérések szórását mutatja.Az ausztenites rozsdamentes acélok adatai a 8-ból származnak.
Míg az olyan keményburkolatok, mint a króm és a sztellit jobb kopásállóságot biztosítanak, mint az additív megmunkálású ötvözetrendszerek, az additív megmunkálás (1) javíthatja a mikroszerkezetet, különösen a sokféle sűrűségű anyagok esetében.műveletek a végrészen;és (3) új felületi topológiák, például integrált folyadékdinamikus csapágyak létrehozása.Ezenkívül az AM geometriai tervezési rugalmasságot kínál.Ez a tanulmány különösen új és fontos, mivel kritikus fontosságú ezen újonnan kifejlesztett EBM fémötvözetek kopási jellemzőinek tisztázása, amelyekre a jelenlegi irodalom nagyon korlátozott.
A kopott felület morfológiája és a kopott minták morfológiája 3 N-on a 3. ábrán látható.5, ahol a fő kopási mechanizmus a kopás, majd az oxidáció.Először az acél hordozót plasztikusan deformálják, majd eltávolítják, hogy 1-3 µm mélységű hornyokat képezzenek, amint az a felületi profilon látható (5a. ábra).A folyamatos csúszás során keletkező súrlódási hő miatt az eltávolított anyag a tribológiai rendszer határfelületén marad, és magas vas-oxid tartalmú kis szigetekből álló tribológiai réteget képez, amely magas króm- és vanádium-karbidokat vesz körül (5b. ábra és 2. táblázat).), amint azt az L-PBF15,17-tel kezelt ausztenites rozsdamentes acél esetében is közölték.ábrán.Az 5c. ábra intenzív oxidációt mutat a kopási heg közepén.Így a súrlódó réteg kialakulását elősegíti a súrlódó réteg (azaz az oxidréteg) tönkretétele (5f. ábra), vagy a mikroszerkezeten belüli gyenge területeken történik az anyageltávolítás, ezáltal felgyorsul az anyag eltávolítása.Mindkét esetben a súrlódó réteg tönkremenetele kopástermékek képződéséhez vezet a határfelületen, ami lehet az oka a CoF növekedési tendenciájának 3N állandósult állapotban (3. ábra).Ezenkívül a kopásnyomon oxidok és laza kopásrészecskék által okozott háromrészes kopás jelei láthatók, ami végső soron mikrokarcok képződéséhez vezet az aljzaton (5b, e ábra)9,12,47.
A 3 N-on ELP-vel kezelt, nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél kopási felületi morfológiájának felületi profilja (a) és fotomikroszkópos felvételei (b–f), a kopási jel keresztmetszete BSE módban (d) és a kopás optikai mikroszkópiája felület 3 N (g) alumínium-oxid gömböknél.
Az acél alapfelületen kialakuló csúszószalagok, amelyek a kopásból eredő képlékeny alakváltozást jelzik (5e. ábra).Hasonló eredményeket kaptunk az L-PBF-fel kezelt SS47 ausztenites acél kopási viselkedésének vizsgálata során is.A vanádiumban gazdag karbidok irányváltása az acélmátrix csúszás közbeni képlékeny deformációját is jelzi (5e. ábra).A kopásnyom keresztmetszetéről készült mikroképeken kisméretű, kör alakú gödrök jelenléte látható, amelyeket mikrorepedések vesznek körül (5d. ábra), ami a felület közelében kialakuló túlzott képlékeny deformáció következménye lehet.Az alumínium-oxid gömbökbe való anyagátvitel korlátozott volt, míg a gömbök sértetlenek maradtak (5g. ábra).
A minták szélessége és kopásmélysége a terhelés növekedésével (10 N mellett) nőtt, amint azt a felszíni topográfiai térkép is mutatja (6a. ábra).A kopás és az oxidáció továbbra is a domináns kopási mechanizmus, és a kopásnyomon a mikrokarcok számának növekedése azt jelzi, hogy 10 N-on is háromrészes kopás lép fel (6b. ábra).Az EDX analízis vasban gazdag oxidszigetek kialakulását mutatta ki.A spektrumok Al-csúcsai megerősítették, hogy az anyag átvitele a partnertől a mintába 10 N-on ment végbe (6c. ábra és 3. táblázat), míg 3 N-nál nem volt megfigyelhető (2. táblázat).A háromtestű kopást az oxidszigetekről és az analógokból származó kopórészecskék okozzák, ahol a részletes EDX-elemzés kimutatta az analógokból származó anyagátvitelt (S3 kiegészítő ábra és S1 táblázat).Az oxidszigetek kialakulása mély gödrökhöz kapcsolódik, ami a 3N-ben is megfigyelhető (5. ábra).A karbidok repedése és töredezése elsősorban a 10 N Cr-ban gazdag karbidokban fordul elő (6e, f ábra).Ezen túlmenően, a nagy V-értékű keményfémek pikkelyesítik és kopják a környező mátrixot, ami viszont háromrészes kopást okoz.A pálya keresztmetszetében (6d. ábra) is megjelent a nagy V keményfémhez hasonló méretű és alakú gödör (piros körrel kiemelve) (lásd a keményfém méret- és alakelemzést. 3.1), jelezve, hogy a magas V A V karbid 10 N feszültségnél lehámlik a mátrixról. A nagy V-értékű karbidok kerek alakja hozzájárul a húzóhatáshoz, míg az agglomerált magas Cr-karbidok hajlamosak a repedésre (6e, f ábra).Ez a tönkremeneteli viselkedés azt jelzi, hogy a mátrix túllépte a képlékeny alakváltozásnak ellenálló képességét, és hogy a mikrostruktúra nem biztosít kellő ütésállóságot 10 N mellett. A felület alatti függőleges repedés (6d. ábra) a csúszás során fellépő plasztikus deformáció intenzitását jelzi.A terhelés növekedésével a kopott sínről az alumínium-oxid golyóra kerül az anyag (6g. ábra), amely 10 N-nál állandósult állapotban lehet. A CoF értékek csökkenésének fő oka (3. ábra).
Felületi profil (a) és fotomikroszkópos felvételek (b–f) kopott felületi topográfiájáról (b–f) 10 N-on EBA-val kezelt, martenzites rozsdamentes acélból, kopásnyom keresztmetszet BSE módban (d) és optikai mikroszkóp felület alumínium-oxid gömb 10 N (g) nyomáson.
A csúszó kopás során a felület antitest által kiváltott nyomó- és nyírófeszültségnek van kitéve, ami jelentős képlékeny deformációt eredményez a kopott felület alatt34,48,49.Emiatt a felület alatt plasztikus deformáció következtében munkakeményedés léphet fel, amely befolyásolja az anyag kopási viselkedését meghatározó kopást és deformációs mechanizmusokat.Ezért ebben a vizsgálatban keresztmetszeti keménység-térképezést végeztünk (a 2.4. szakaszban részletezettek szerint), hogy meghatározzuk a kopási út alatti képlékeny deformációs zóna (PDZ) kialakulását a terhelés függvényében.Mivel, ahogy az előző részekben említettük, a kopásnyom alatt (5d, 6d ábra), különösen 10 N-nél a képlékeny alakváltozás egyértelmű jelei voltak megfigyelhetők.
ábrán.A 7. ábra a 3 N és 10 N ELP-vel kezelt HCMSS kopásnyomainak keresztmetszeti keménységi diagramjait mutatja be. Érdemes megjegyezni, hogy ezeket a keménységi értékeket indexként használták a munkakeményedés hatásának értékelésére.A keménység változása a kopási jel alatt 667-ről 672 HV-ra 3 N-on (7a. ábra), ami azt jelzi, hogy a munkakeményedés elhanyagolható.Feltehetően a mikrokeménységi térkép (azaz a jelek közötti távolság) alacsony felbontása miatt az alkalmazott keménységmérési módszerrel nem sikerült kimutatni a keménység változását.Ezzel szemben a PDZ zónák 677 és 686 HV közötti keménységi értékekkel, 118 µm maximális mélységgel és 488 µm hosszúsággal 10 N-en voltak megfigyelhetők (7b. ábra), ami korrelál a kopási nyom szélességével ( 6a) ábra).Hasonló adatokat találtak a PDZ méretváltozására a terhelés függvényében az L-PBF-fel kezelt SS47 kopásvizsgálatában.Az eredmények azt mutatják, hogy a visszatartott ausztenit jelenléte befolyásolja az additív gyártású 3, 12, 50 acélok alakíthatóságát, a visszatartott ausztenit pedig a képlékeny deformáció során martenzitté alakul (fázis átalakulás plasztikus hatása), ami fokozza az acél munkaedzését.acél 51. Mivel a VCMSS minta a korábban tárgyalt röntgendiffrakciós mintának megfelelően visszatartott ausztenitet tartalmazott (2e. ábra), ezért felmerült, hogy a mikrostruktúrában visszamaradt ausztenit az érintkezés során martenzitté alakulhat át, ezáltal növelve a PDZ keménységét. 7b. ábra).Ezen túlmenően a kopási pályán fellépő csúszásképződés (5e, 6f. ábra) szintén a csúszóérintkezésnél nyírófeszültség hatására kialakuló diszlokációs csúszás okozta plasztikus deformációra utal.A 3 N-on indukált nyírófeszültség azonban nem volt elegendő ahhoz, hogy az alkalmazott módszerrel megfigyelhető nagy diszlokációs sűrűség vagy a visszatartott ausztenit martenzitté alakuljon, így a munkakeményedés csak 10 N-on volt megfigyelhető (7b. ábra).
3 N (a) és 10 N (b) elektromos kisüléses megmunkálásnak alávetett nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél kopónyomainak keresztmetszeti keménységi diagramja.
Ez a tanulmány egy új, ELR-el kezelt, magas széntartalmú martenzites rozsdamentes acél kopási viselkedését és mikroszerkezeti jellemzőit mutatja be.Száraz kopásvizsgálatokat végeztünk csúsztatásban, különböző terhelések mellett, a kopott mintákat elektronmikroszkóppal, lézeres profilométerrel és kopásnyomok keresztmetszeteinek keménységi térképeivel vizsgáltuk.
A mikroszerkezeti elemzés a magas króm (~18,2% karbid) és vanádium (~4,3% karbid) tartalmú karbidok egyenletes eloszlását mutatta ki egy viszonylag nagy mikrokeménységű martenzit és visszatartott ausztenit mátrixában.A domináns kopási mechanizmusok a kis terhelésnél jelentkező kopás és oxidáció, míg a feszített nagyfeszültségű keményfémek és laza szemcsés oxidok okozta háromtestes kopás szintén hozzájárul a növekvő terhelések kopásához.A kopási sebesség jobb, mint az L-PBF és a hagyományos megmunkált ausztenites rozsdamentes acélok, sőt hasonló az EBM megmunkált szerszámacélokhoz is kis terhelés mellett.A CoF érték a terhelés növekedésével csökken az anyagnak az ellentétes testbe való átjutása miatt.A keresztmetszeti keménység leképezési módszerrel a képlékeny alakváltozási zóna a kopásjel alatt látható.A mátrix lehetséges szemcsefinomulása és fázisátalakulása tovább vizsgálható elektron-visszaszórás-diffrakció segítségével, hogy jobban megértsük a munkakeményedés hatásait.A mikrokeménységi térkép alacsony felbontása nem teszi lehetővé a kopási zóna keménységének megjelenítését alacsony alkalmazott terhelések mellett, így a nanoindentáció nagyobb felbontású keménységváltozást biztosíthat ugyanazzal a módszerrel.
Ez a tanulmány először mutat be átfogó elemzést egy új, ELR-rel kezelt, nagy széntartalmú martenzites rozsdamentes acél kopásállóságáról és súrlódási tulajdonságairól.Figyelembe véve az AM geometriai tervezési szabadságát és a megmunkálási lépések AM-vel történő csökkentésének lehetőségét, ez a kutatás megnyithatja az utat ezen új anyag előállításához és a kopásálló eszközökben való felhasználásához a tengelyektől a bonyolult hűtőcsatornás műanyag fröccsöntő formákig.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. et al.Acél az additív gyártásban: mikroszerkezetének és tulajdonságainak áttekintése.alma Mater.a tudomány.projekt.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. és Passeggio, F. EN 3358 rozsdamentes acél repülőgép-alkatrészek kopófelületének károsodása csúszás közben.Testvériség.Szerk.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Fém alkatrészek additív gyártása – folyamat, szerkezet és teljesítmény.programozás.alma Mater.a tudomány.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. és Emmelmann S. Fémadalékok gyártása.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Az additív gyártástechnológia szabványos terminológiája.Gyors gyártás.Egyetemi adjunktus.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.A 316L-es rozsdamentes acél mechanikai és tribológiai tulajdonságai – a szelektív lézeres olvasztás, a melegsajtolás és a hagyományos öntés összehasonlítása.Hozzáadás.gyártó.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. és Pham, MS Microstructure Hozzájárulás az additív módon gyártott 316L-es rozsdamentes acél száraz csúszó kopási mechanizmusaihoz és anizotrópiájához.alma Mater.december.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. és Tatlock GJ Szelektív lézerolvasztással nyert vas-oxid diszperzióval edzett acélszerkezetek mechanikai reakciója és deformációs mechanizmusai.magazin.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI és Akhtar, F. Magasabb rendű mechanikai szilárdság az SLM 2507 hőkezelése után szoba- és megemelt hőmérsékleten, amelyet kemény/képlékeny szigma csapadék segít.Fém (Basel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. és Li, S. 3D-nyomtatott 17-4 PH rozsdamentes acél mikroszerkezete, utóhőreakciója és tribológiai tulajdonságai.Viselés 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. és Zhang, L. A szelektív lézeres olvasztással előállított TiC/AISI420 rozsdamentes acél kompozitok sűrűsödési viselkedése, mikroszerkezet-fejlődése és mechanikai tulajdonságai.alma Mater.december.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.AISI 420 rozsdamentes acél gyártása és jellemzése szelektív lézeres olvasztással.alma Mater.gyártó.folyamat.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. és Alrbey K. 316L-es rozsdamentes acél szelektív lézeres olvasztásának csúszó kopási jellemzői és korróziós viselkedése.J. Alma mater.projekt.végrehajtani.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Porágyas rozsdamentes acél súrlódása és kopása olajkenés alatt [J].Tribiol.belső 104, 183–190 (2016).