Paldies, ka apmeklējāt vietni Nature.com.Jūs izmantojat pārlūkprogrammas versiju ar ierobežotu CSS atbalstu.Lai nodrošinātu vislabāko pieredzi, ieteicams izmantot atjauninātu pārlūkprogrammu (vai atspējot saderības režīmu pārlūkprogrammā Internet Explorer).Turklāt, lai nodrošinātu pastāvīgu atbalstu, mēs rādām vietni bez stiliem un JavaScript.
Slīdņi, kas parāda trīs rakstus katrā slaidā.Izmantojiet pogas Atpakaļ un Nākamais, lai pārvietotos pa slaidiem, vai slaidu kontrollera pogas beigās, lai pārvietotos pa katru slaidu.

ASTM A240 304 316 nerūsējošā tērauda vidēji biezu plāksni var sagriezt un pielāgot Ķīnas rūpnīcas cenai

Materiāla kategorija: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tips: ferīts, austenīts, martensīts, duplekss
Tehnoloģija: auksti velmēti un karsti velmēti
Sertifikāti: ISO9001, CE, SGS katru gadu
Pakalpojums: trešās puses pārbaude
Piegāde: 10-15 dienu laikā vai ņemot vērā daudzumu

Nerūsējošais tērauds ir dzelzs sakausējums, kura minimālais hroma saturs ir 10,5 procenti.Hroma saturs rada plānu hroma oksīda plēvi uz tērauda virsmas, ko sauc par pasivācijas slāni.Šis slānis novērš korozijas rašanos uz tērauda virsmas;jo lielāks hroma daudzums tēraudā, jo lielāka ir izturība pret koroziju.

Tērauds satur arī dažādu daudzumu citu elementu, piemēram, oglekli, silīciju un mangānu.Var pievienot citus elementus, lai palielinātu izturību pret koroziju (niķelis) un formējamību (molibdēns).

Augsta oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda (HCMSS) izturēšanās, kas sastāv no aptuveni 22,5 tilp.% karbīdu ar augstu hroma (Cr) un vanādija (V) saturu tika fiksēti ar elektronu kūļa kausēšanu (EBM).Mikrostruktūra sastāv no martensīta un atlikušā austenīta fāzēm, submikronu augstu V un mikronu augstu Cr karbīdi ir vienmērīgi sadalīti, un cietība ir salīdzinoši augsta.CoF samazinās par aptuveni 14,1%, palielinoties līdzsvara stāvokļa slodzei, jo materiāls tiek pārnests no nolietotā sliežu ceļa uz pretējo korpusu.Salīdzinājumā ar martensīta instrumentu tēraudiem, kas apstrādāti tādā pašā veidā, HCMSS nodiluma pakāpe ir gandrīz vienāda ar zemām pielietotajām slodzēm.Dominējošais nodiluma mehānisms ir tērauda matricas noņemšana ar nobrāzumu, kam seko nodiluma sliežu ceļa oksidēšana, savukārt trīskomponentu abrazīvs nodilums rodas, palielinoties slodzei.Plastiskās deformācijas apgabali zem nodiluma rētas, kas identificēti ar šķērsgriezuma cietības kartēšanu.Īpašas parādības, kas rodas, palielinoties nodiluma apstākļiem, ir aprakstītas kā karbīda plaisāšana, augsta vanādija karbīda plaisāšana un plaisāšana.Šis pētījums atklāj HCMSS piedevu ražošanas nodiluma īpašības, kas varētu pavērt ceļu EBM komponentu ražošanai nodiluma lietojumiem, sākot no vārpstām līdz plastmasas iesmidzināšanas veidnēm.
Nerūsējošais tērauds (SS) ir daudzpusīga tēraudu saime, ko plaši izmanto kosmosa, automobiļu, pārtikas un daudzās citās jomās, pateicoties to augstajai izturībai pret koroziju un piemērotām mehāniskajām īpašībām1,2,3.To augstā izturība pret koroziju ir saistīta ar lielo hroma saturu (vairāk nekā 11,5 masas %) HC, kas veicina oksīda plēves veidošanos ar augstu hroma saturu uz virsmas1.Tomēr lielākajai daļai nerūsējošā tērauda kategoriju ir zems oglekļa saturs, tāpēc tām ir ierobežota cietība un nodilumizturība, kā rezultātā samazinās ar nodilumu saistīto ierīču, piemēram, kosmosa nolaišanās komponentu, kalpošanas laiks4.Parasti tiem ir zema cietība (diapazonā no 180 līdz 450 HV), tikai dažiem termiski apstrādātiem martensīta nerūsējošajiem tēraudiem ir augsta cietība (līdz 700 HV) un augsts oglekļa saturs (līdz 1,2 masas%), kas var veicināt martensīta veidošanās.1. Īsāk sakot, augsts oglekļa saturs pazemina martensīta transformācijas temperatūru, ļaujot izveidoties pilnībā martensītai mikrostruktūrai un iegūt nodilumizturīgu mikrostruktūru pie lieliem dzesēšanas ātrumiem.Tērauda matricai var pievienot cietās fāzes (piemēram, karbīdus), lai vēl vairāk uzlabotu veidnes nodilumizturību.
Aditīvās ražošanas (AM) ieviešana var radīt jaunus materiālus ar vēlamo sastāvu, mikrostrukturālām īpašībām un izcilām mehāniskajām īpašībām5,6.Piemēram, pulvera slāņa kausēšana (PBF), kas ir viens no visvairāk komercializētajiem piedevu metināšanas procesiem, ietver iepriekš leģētu pulveru uzklāšanu, lai veidotu ciešas formas detaļas, kausējot pulverus, izmantojot siltuma avotus, piemēram, lāzerus vai elektronu starus7.Vairāki pētījumi ir parādījuši, ka ar piedevām apstrādātas nerūsējošā tērauda detaļas var pārspēt tradicionāli izgatavotās detaļas.Piemēram, ir pierādīts, ka austenīta nerūsējošajiem tēraudiem, kas pakļauti piedevu apstrādei, ir labākas mehāniskās īpašības, pateicoties to smalkākai mikrostruktūrai (ti, Hola-Peča attiecības)3,8,9.Ar AM apstrādāta ferīta nerūsējošā tērauda termiskā apstrāde rada papildu nogulsnes, kas nodrošina līdzīgas mehāniskās īpašības kā to parastajiem līdziniekiem3,10.Pieņemts divfāžu nerūsējošais tērauds ar augstu stiprību un cietību, apstrādāts ar piedevu apstrādi, kur uzlabotas mehāniskās īpašības, pateicoties ar hromu bagātām intermetāliskajām fāzēm mikrostruktūrā11.Turklāt uzlabotas ar piedevām rūdīta martensīta un PH nerūsējošā tērauda mehāniskās īpašības var iegūt, kontrolējot mikrostruktūrā saglabāto austenītu un optimizējot apstrādes un termiskās apstrādes parametrus 3,12,13,14.
Līdz šim AM austenīta nerūsējošā tērauda triboloģiskām īpašībām ir pievērsta lielāka uzmanība nekā citiem nerūsējošajiem tēraudiem.Lāzera kausēšanas triboloģiskā uzvedība pulvera slānī (L-PBF), kas apstrādāta ar 316L, tika pētīta kā funkcija no AM apstrādes parametriem.Ir pierādīts, ka porainības samazināšana, samazinot skenēšanas ātrumu vai palielinot lāzera jaudu, var uzlabot nodilumizturību15,16.Li et al.17 pārbaudīja sauso slīdēšanas nodilumu pie dažādiem parametriem (slodze, biežums un temperatūra) un parādīja, ka telpas temperatūras nodilums ir galvenais nodiluma mehānisms, savukārt slīdēšanas ātruma un temperatūras palielināšana veicina oksidēšanos.Iegūtais oksīda slānis nodrošina gultņa darbību, berze samazinās, palielinoties temperatūrai, un nodiluma ātrums palielinās pie augstākām temperatūrām.Citos pētījumos TiC18, TiB219 un SiC20 daļiņu pievienošana ar L-PBF apstrādātai 316L matricai uzlaboja nodilumizturību, veidojot blīvu ar darbu rūdītu berzes slāni, palielinot cieto daļiņu tilpuma daļu.Aizsardzības oksīda slānis ir novērots arī ar L-PBF12 apstrādātu PH tēraudu un SS11 duplekso tēraudu, kas norāda, ka austenīta saglabāšanās ierobežošana pēc termiskās apstrādes12 var uzlabot nodilumizturību.Kā apkopots šeit, literatūra galvenokārt ir vērsta uz 316L SS sērijas triboloģisko veiktspēju, savukārt ir maz datu par virknes martensīta piedevu ražotu nerūsējošā tērauda ar daudz augstāku oglekļa saturu triboloģisko veiktspēju.
Elektronu staru kausēšana (EBM) ir paņēmiens, kas līdzīgs L-PBF, kas spēj veidot mikrostruktūras ar ugunsizturīgiem karbīdiem, piemēram, augsta vanādija un hroma karbīdiem, jo ​​tā spēj sasniegt augstāku temperatūru un skenēšanas ātrumu 21, 22. Esošā literatūra par nerūsējošā tērauda EBM apstrādi. tērauds galvenokārt ir vērsts uz optimālo ELM apstrādes parametru noteikšanu, lai iegūtu mikrostruktūru bez plaisām un porām un uzlabotu mehāniskās īpašības23, 24, 25, 26, vienlaikus strādājot pie EBM apstrādāta nerūsējošā tērauda triboloģiskām īpašībām.Līdz šim ar ELR apstrādāta martensīta ar augstu oglekļa saturu nerūsējošā tērauda nodiluma mehānisms ir pētīts ierobežotos apstākļos, un ir ziņots, ka abrazīvos (smilšpapīra tests), sausos un dubļu erozijas apstākļos notiek smaga plastiskā deformācija27.
Šajā pētījumā tika pētīta ar ELR apstrādāta nerūsējošā tērauda ar augstu oglekļa saturu martensīta nodilumizturība un berzes īpašības sausos slīdēšanas apstākļos, kas aprakstīti tālāk.Pirmkārt, mikrostrukturālās iezīmes tika raksturotas, izmantojot skenējošo elektronu mikroskopiju (SEM), enerģiju izkliedējošo rentgenstaru spektroskopiju (EDX), rentgenstaru difrakciju un attēla analīzi.Ar šīm metodēm iegūtie dati pēc tam tiek izmantoti par pamatu triboloģiskās uzvedības novērojumiem, veicot sausus turp-kustības testus pie dažādām slodzēm, un visbeidzot, izmantojot SEM-EDX un lāzera profilometrus, tiek pārbaudīta nolietotās virsmas morfoloģija.Nodiluma ātrums tika kvantificēts un salīdzināts ar līdzīgi apstrādātiem martensīta instrumentu tēraudiem.Tas tika darīts, lai radītu pamatu šīs SS sistēmas salīdzināšanai ar biežāk lietotajām nodiluma sistēmām ar tāda paša veida apstrādi.Visbeidzot, tiek parādīta nodiluma ceļa šķērsgriezuma karte, izmantojot cietības kartēšanas algoritmu, kas atklāj plastisko deformāciju, kas rodas kontakta laikā.Jāatzīmē, ka šī pētījuma triboloģiskās pārbaudes tika veiktas, lai labāk izprastu šī jaunā materiāla triboloģiskās īpašības, nevis simulētu konkrētu pielietojumu.Šis pētījums palīdz labāk izprast jauna, ar piedevām ražota martensīta nerūsējošā tērauda triboloģiskās īpašības nodiluma lietojumiem, kuriem nepieciešama darbība skarbos apstākļos.
Augsta oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda (HCMSS) paraugus, kas apstrādāti ar ELR ar zīmolu Vibenite® 350, izstrādāja un piegādāja VBN Components AB, Zviedrija.Parauga nominālais ķīmiskais sastāvs: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (masas%).Pirmkārt, no iegūtajiem taisnstūrveida paraugiem (42 mm × 22 mm × 7 mm) tika izgatavoti sausi bīdāmi paraugi (40 mm × 20 mm × 5 mm) bez jebkādas pēctermiskās apstrādes, izmantojot elektriskās izlādes apstrādi (EDM).Pēc tam paraugi tika secīgi slīpēti ar SiC smilšpapīru ar graudu izmēru no 240 līdz 2400 R, lai iegūtu virsmas raupjumu (Ra) aptuveni 0, 15 μm.Turklāt ar EBM apstrādāta augstas oglekļa martensīta instrumenta tērauda (HCMTS) paraugi ar nominālo ķīmisko sastāvu 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (masas .%) (komerciāli zināmi kā Vibenite® 150) Arī sagatavots tādā pašā veidā.HCMTS satur 8% karbīdu pēc tilpuma, un to izmanto tikai HCMSS nodiluma datu salīdzināšanai.
HCMSS mikrostrukturālais raksturojums tika veikts, izmantojot SEM (FEI Quanta 250, ASV), kas aprīkots ar enerģiju izkliedējošu rentgena (EDX) XMax80 detektoru no Oxford Instruments.Trīs nejaušas mikrofotogrāfijas, kas satur 3500 µm2, tika uzņemtas atpakaļizkliedes elektronu (GSE) režīmā un pēc tam analizētas, izmantojot attēla analīzi (ImageJ®)28, lai noteiktu laukuma daļu (ti, tilpuma daļu), izmēru un formu.Novērotās raksturīgās morfoloģijas dēļ laukuma daļa tika pieņemta vienāda ar tilpuma daļu.Turklāt karbīdu formas koeficientu aprēķina, izmantojot formas koeficienta vienādojumu (Shfa):
Šeit Ai ir karbīda laukums (µm2) un Pi ir karbīda perimetrs (µm)29.Lai identificētu fāzes, tika veikta pulvera rentgenstaru difrakcija (XRD), izmantojot rentgenstaru difraktometru (Bruker D8 Discover ar LynxEye 1D lentes detektoru) ar Co-Kα starojumu (λ = 1,79026 Å).Skenējiet paraugu 2θ diapazonā no 35° līdz 130° ar soļa lielumu 0,02° un soļa laiku 2 sekundes.XRD dati tika analizēti, izmantojot programmatūru Diffract.EVA, kas 2021. gadā atjaunināja kristalogrāfisko datubāzi. Turklāt mikrocietības noteikšanai tika izmantots Vickers cietības testeris (Struers Durascan 80, Austrija).Saskaņā ar ASTM E384-17 30 standartu uz metalogrāfiski sagatavotiem paraugiem tika izgatavotas 30 izdrukas ar 0,35 mm soli 10 s pie 5 kgf.Autori iepriekš ir raksturojuši HCMTS31 mikrostrukturālās iezīmes.
Lai veiktu sausā virzuļa nodiluma testus, tika izmantots lodveida plāksnes tribometrs (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, ASV), kura konfigurācija ir detalizēti aprakstīta citur31.Pārbaudes parametri ir šādi: atbilstoši standartam 32 ASTM G133-05, slodze 3 N, frekvence 1 Hz, gājiens 3 mm, ilgums 1 stunda.Kā pretsvarus tika izmantotas alumīnija oksīda lodītes (Al2O3, precizitātes klase 28/ISO 3290) ar diametru 10 mm ar makrocietību aptuveni 1500 HV un virsmas raupjumu (Ra) aptuveni 0,05 µm, ko nodrošināja Redhill Precision, Čehija. .Balansēšana tika izvēlēta, lai novērstu oksidācijas ietekmi, kas var rasties balansēšanas dēļ, un labāk izprastu paraugu nodiluma mehānismus smagos nodiluma apstākļos.Jāņem vērā, ka testa parametri ir tādi paši kā 8. atsaucē, lai salīdzinātu nodiluma ātruma datus ar esošajiem pētījumiem.Turklāt tika veikta virkne virzuļu testu ar 10 N slodzi, lai pārbaudītu triboloģisko veiktspēju pie lielākām slodzēm, kamēr citi testa parametri palika nemainīgi.Sākotnējie kontaktspiedieni saskaņā ar herciem ir attiecīgi 7,7 MPa un 11,5 MPa pie 3 N un 10 N.Nodiluma testa laikā berzes spēks tika reģistrēts ar frekvenci 45 Hz un aprēķināts vidējais berzes koeficients (CoF).Katrai slodzei apkārtējās vides apstākļos tika veikti trīs mērījumi.
Nodiluma trajektorija tika pārbaudīta, izmantojot iepriekš aprakstīto SEM, un EMF analīze tika veikta, izmantojot Aztec Acquisition nodiluma virsmas analīzes programmatūru.Pārī savienotā kuba nolietotā virsma tika pārbaudīta, izmantojot optisko mikroskopu (Keyence VHX-5000, Japāna).Bezkontakta lāzera profilētājs (NanoFocus µScan, Vācija) skenēja nodiluma atzīmi ar vertikālu izšķirtspēju ±0,1 µm gar z asi un 5 µm gar x un y asīm.Nodiluma rētu virsmas profila karte tika izveidota programmā Matlab®, izmantojot x, y, z koordinātas, kas iegūtas no profila mērījumiem.Lai aprēķinātu nodiluma apjoma zudumu nodiluma ceļā, tiek izmantoti vairāki vertikālie nodiluma ceļa profili, kas iegūti no virsmas profila kartes.Tilpuma zudums tika aprēķināts kā stieples profila vidējā šķērsgriezuma laukuma un nodiluma sliežu ceļa garuma reizinājums, un autori iepriekš ir aprakstījuši šīs metodes papildu detaļas33.No šejienes īpatnējo nodiluma ātrumu (k) iegūst no šādas formulas:
Šeit V ir tilpuma zudums nodiluma dēļ (mm3), W ir pielietotā slodze (N), L ir slīdēšanas attālums (mm), un k ir īpatnējais nodiluma ātrums (mm3/Nm)34.HCMTS berzes dati un virsmas profila kartes ir iekļautas papildu materiālā (papildu attēls S1 un S2 attēls), lai salīdzinātu HCMSS nodiluma ātrumu.
Šajā pētījumā tika izmantota nodiluma ceļa šķērsgriezuma cietības karte, lai demonstrētu nodiluma zonas plastiskās deformācijas uzvedību (ti, darba sacietēšanu saskares spiediena dēļ).Pulētie paraugi tika sagriezti ar alumīnija oksīda griešanas riteni uz griešanas mašīnas (Struers Accutom-5, Austrija) un pulēti ar SiC smilšpapīru no 240 līdz 4000 P visā paraugu biezumā.Mikrocietības mērīšana pie 0,5 kgf 10 s un 0,1 mm attālumā saskaņā ar ASTM E348-17.Izdrukas tika novietotas uz 1,26 × 0,3 mm2 taisnstūra režģa aptuveni 60 µm zem virsmas (1. attēls), un pēc tam tika atveidota cietības karte, izmantojot pielāgotu Matlab® kodu, kas aprakstīts citur35.Turklāt, izmantojot SEM, tika pārbaudīta nodiluma zonas šķērsgriezuma mikrostruktūra.
Nodiluma zīmes shēma, kas parāda šķērsgriezuma atrašanās vietu (a), un cietības kartes optiskā mikrogrāfija, kas parāda šķērsgriezumā (b) identificēto atzīmi.
Ar ELP apstrādātā HCMSS mikrostruktūra sastāv no viendabīga karbīda tīkla, ko ieskauj matrica (2.a, b att.).EDX analīze parādīja, ka pelēkie un tumšie karbīdi bija attiecīgi ar hromu un vanādiju bagāti karbīdi (1.Aprēķinot no attēla analīzes, tiek lēsts, ka karbīdu tilpuma daļa ir ~22,5% (~18,2% augsta hroma karbīdu un ~ 4,3% augsta vanādija karbīdu).Vidējie graudu izmēri ar standarta novirzēm ir attiecīgi 0,64 ± 0,2 µm un 1,84 ± 0,4 µm karbīdiem, kas bagāti ar V un Cr (2.c, d attēls).Augsta V karbīdi mēdz būt apaļāki ar formas koeficientu (± SD) aptuveni 0,88 ± 0,03, jo formas koeficienta vērtības, kas ir tuvu 1, atbilst apaļajiem karbīdiem.Turpretim karbīdi ar augstu hroma saturu nav pilnīgi apaļi, ar formas koeficientu aptuveni 0,56 ± 0,01, kas var būt saistīts ar aglomerāciju.Martensīta (α, bcc) un saglabātā austenīta (γ', fcc) difrakcijas maksimumi tika konstatēti HCMSS rentgenstaru shēmā, kā parādīts 2.e attēlā.Turklāt rentgena attēls parāda sekundāro karbīdu klātbūtni.Karbīdi ar augstu hroma saturu ir identificēti kā M3C2 un M23C6 tipa karbīdi.Saskaņā ar literatūras datiem VC karbīdu 36, 37, 38 difrakcijas maksimumi tika reģistrēti pie ≈43° un 63°, kas liecina, ka VC pīķus maskēja ar hromu bagātu karbīdu M23C6 pīķi (2.e attēls).
Augsta oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda mikrostruktūra, kas apstrādāta ar EBL (a) ar mazu palielinājumu un (b) ar lielu palielinājumu, parādot hromu un vanādiju bagātus karbīdus un nerūsējošā tērauda matricu (elektronu atpakaļizkliedes režīms).Joslu diagrammas, kas parāda ar hromu bagātu (c) un ar vanādiju bagātu (d) karbīdu graudu lieluma sadalījumu.Rentgena attēls parāda martensīta, austenīta un karbīdu klātbūtni mikrostruktūrā (d).
Vidējā mikrocietība ir 625,7 + 7,5 HV5, kas uzrāda salīdzinoši augstu cietību salīdzinājumā ar tradicionāli apstrādātu martensīta nerūsējošo tēraudu (450 HV)1 bez termiskās apstrādes.Tiek ziņots, ka augstas V karbīdu un augsta Cr karbīdu nanoindentācijas cietība ir attiecīgi no 12 līdz 32, 5 GPa39 un 13–22 GPa40.Tādējādi ar ELP apstrādātā HCMSS augstā cietība ir saistīta ar lielo oglekļa saturu, kas veicina karbīda tīkla veidošanos.Tādējādi HSMSS, kas apstrādāts ar ELP, parāda labas mikrostrukturālās īpašības un cietību bez papildu pēctermiskās apstrādes.
Vidējā berzes koeficienta (CoF) līknes paraugiem pie 3 N un 10 N ir parādītas 3. attēlā, minimālās un maksimālās berzes vērtību diapazons ir atzīmēts ar caurspīdīgu ēnojumu.Katra līkne parāda iedarbināšanas fāzi un līdzsvara stāvokļa fāzi.Iedarbināšanas fāze beidzas pie 1,2 m ar CoF (± SD) 0,41 ± 0,24,3 N un pie 3,7 m ar CoF 0,71 ± 0,16,10 N, pirms pāriet fāzes līdzsvara stāvoklī, kad berze apstājas.nemainās ātri.Mazā kontakta laukuma un aptuvenās sākotnējās plastiskās deformācijas dēļ berzes spēks strauji palielinājās ieskriešanās posmā pie 3 N un 10 N, kur pie 10 N radās lielāks berzes spēks un garāks slīdēšanas attālums, kas varētu būt saistīts ar uz to, ka Salīdzinot ar 3 N, virsmas bojājumi ir lielāki.3 N un 10 N CoF vērtības stacionārajā fāzē ir attiecīgi 0,78 ± 0,05 un 0,67 ± 0,01.CoF ir praktiski stabils pie 10 N un pakāpeniski palielinās pie 3 N. Ierobežotajā literatūrā L-PBF apstrādāta nerūsējošā tērauda CoF, salīdzinot ar keramikas reakcijas ķermeņiem pie zemām pielietotām slodzēm, ir robežās no 0,5 līdz 0,728, 20, 42, kas ir laba saskaņa ar izmērītajām CoF vērtībām šajā pētījumā.CoF samazināšanos, palielinoties slodzei līdzsvara stāvoklī (apmēram 14,1%), var saistīt ar virsmas degradāciju, kas notiek saskarnē starp nolietoto virsmu un līdzīgo virsmu, kas tiks sīkāk apspriesta nākamajā sadaļā, analizējot virsmas virsmu. nolietoti paraugi.
Berzes koeficienti VSMSS paraugiem, kas apstrādāti ar ELP uz slīdēšanas ceļiem pie 3 N un 10 N, katrai līknei ir atzīmēta stacionāra fāze.
HKMS (625,7 HV) īpatnējie nodiluma rādītāji tiek lēsti attiecīgi 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm un 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm pie 3 N un 10 N (att. 4).Tādējādi nodiluma ātrums palielinās, palielinoties slodzei, kas labi saskan ar esošajiem pētījumiem par austenītu, kas apstrādāts ar L-PBF un PH SS17,43.Tādos pašos triboloģiskajos apstākļos nodiluma ātrums pie 3 N ir aptuveni viena piektā daļa no austenīta nerūsējošā tērauda, ​​kas apstrādāts ar L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), nodiluma koeficients, kā tas bija iepriekšējā gadījumā. .8. Turklāt HCMSS nodiluma ātrums pie 3 N bija ievērojami zemāks nekā tradicionāli apstrādātiem austenīta nerūsējošajiem tēraudiem un jo īpaši augstāks nekā ļoti izotropiski presētiem tēraudiem (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) un liets (k = 4,70 ± 0,3 × 10-5 mm3/Nm, 156 HV) attiecīgi apstrādāts austenīta nerūsējošais tērauds, 8.Salīdzinājumā ar šiem pētījumiem literatūrā, uzlabotā HCMSS nodilumizturība ir saistīta ar lielo oglekļa saturu un izveidoto karbīda tīklu, kas rada augstāku cietību nekā ar piedevām apstrādātiem austenīta nerūsējošajiem tēraudiem, ko parasti apstrādā.Lai turpinātu pētīt HCMSS paraugu nodiluma ātrumu, līdzīgi apstrādāts augstas oglekļa martensīta instrumenta tērauda (HCMTS) paraugs (ar cietību 790 HV) tika pārbaudīts līdzīgos apstākļos (3 N un 10 N) salīdzinājumam;Papildu materiāls ir HCMTS virsmas profila karte (papildu attēls S2).HCMSS nodiluma ātrums (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) ir gandrīz tāds pats kā HCMTS pie 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), kas liecina par izcilu nodilumizturību. .Šīs īpašības galvenokārt ir saistītas ar HCMSS mikrostrukturālajām iezīmēm (ti, augsts karbīda saturs, izmērs, forma un karbīda daļiņu sadalījums matricā, kā aprakstīts 3.1. sadaļā).Kā ziņots iepriekš31,44, karbīda saturs ietekmē nodiluma rētas platumu un dziļumu un mikroabrazīvā nodiluma mehānismu.Tomēr karbīda saturs nav pietiekams, lai aizsargātu veidni pie 10 N, kā rezultātā palielinās nodilums.Nākamajā sadaļā nodiluma virsmas morfoloģija un topogrāfija tiek izmantota, lai izskaidrotu pamatā esošos nodiluma un deformācijas mehānismus, kas ietekmē HCMSS nodiluma ātrumu.Pie 10 N VCMSS nodiluma pakāpe (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) ir augstāka nekā VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Gluži pretēji, šie nodiluma rādītāji joprojām ir diezgan augsti: līdzīgos testa apstākļos pārklājumu nodiluma pakāpe uz hroma un stelīta bāzes ir zemāka nekā HCMSS45,46.Visbeidzot, alumīnija oksīda augstās cietības (1500 HV) dēļ pārošanās nodiluma ātrums bija niecīgs, un tika konstatētas materiāla pārnešanas pazīmes no parauga uz alumīnija bumbiņām.
Īpašs nodilums augsta oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda (HMCSS) ELR apstrādē, augsta oglekļa martensīta instrumentu tērauda (HCMTS) un L-PBF ELR apstrādē, austenīta nerūsējošā tērauda (316LSS) liešanā un augstas izotropās presēšanas (HIP) apstrādē dažādos pielietojumos. ātrumi ir noslogoti.Izkliedes diagramma parāda mērījumu standarta novirzi.Dati par austenīta nerūsējošajiem tēraudiem ir ņemti no 8.
Lai gan cietās virsmas, piemēram, hroms un stelīts, var nodrošināt labāku nodilumizturību nekā ar piedevām apstrādātas sakausējumu sistēmas, piedevu apstrāde var (1) uzlabot mikrostruktūru, īpaši materiāliem ar dažādu blīvumu.operācijas gala daļā;un (3) jaunu virsmas topoloģiju, piemēram, integrētu šķidruma dinamisko gultņu izveide.Turklāt AM piedāvā ģeometriskā dizaina elastību.Šis pētījums ir īpaši jauns un svarīgs, jo ir ļoti svarīgi noskaidrot šo jaunizveidoto metālu sakausējumu ar EBM nodiluma īpašības, par kurām pašreizējā literatūra ir ļoti ierobežota.
Nodilušās virsmas morfoloģija un nolietoto paraugu morfoloģija pie 3 N ir parādīta att.5, kur galvenais nodiluma mehānisms ir noberšanās, kam seko oksidēšana.Pirmkārt, tērauda pamatne tiek plastiski deformēta un pēc tam noņemta, veidojot 1 līdz 3 µm dziļas rievas, kā parādīts virsmas profilā (5.a attēls).Nepārtrauktas slīdēšanas radītā berzes siltuma dēļ noņemtais materiāls paliek triboloģiskās sistēmas saskarnē, veidojot triboloģisko slāni, kas sastāv no nelielām saliņām ar augstu dzelzs oksīda saturu, kas ieskauj augstu hroma un vanādija karbīdus (5.b attēls un 2. tabula).), kā tika ziņots arī par austenīta nerūsējošo tēraudu, kas apstrādāts ar L-PBF15,17.Uz att.5c attēlā redzama intensīva oksidēšanās, kas notiek nodiluma rētas centrā.Tādējādi berzes slāņa veidošanos veicina berzes slāņa (ti, oksīda slāņa) iznīcināšana (5.f att.) vai arī materiāla noņemšana notiek vājās vietās mikrostruktūras ietvaros, tādējādi paātrinot materiāla noņemšanu.Abos gadījumos berzes slāņa iznīcināšana izraisa nodiluma produktu veidošanos saskarnē, kas var būt par iemeslu CoF pieauguma tendencei līdzsvara stāvoklī 3N (3. att.).Turklāt ir trīsdaļīga nodiluma pazīmes, ko izraisa oksīdi un vaļīgas nodiluma daļiņas uz nodiluma sliežu ceļa, kas galu galā noved pie mikroskrāpējumu veidošanās uz pamatnes (5.b, e)9,12,47.
Virsmas profils (a) un fotomikrogrāfi (b–f) ar nodiluma virsmas morfoloģiju no augstas oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda, ​​kas apstrādāts ar ELP pie 3 N, nodiluma zīmes šķērsgriezums GSE režīmā (d) un nodiluma optiskā mikroskopija virsma pie 3 N (g) alumīnija oksīda sfērām.
Uz tērauda pamatnes veidojas slīdēšanas joslas, kas norāda uz plastisku deformāciju nodiluma dēļ (5.e att.).Līdzīgi rezultāti tika iegūti arī ar L-PBF apstrādāta SS47 austenīta tērauda nodiluma izturēšanās pētījumā.Ar vanādiju bagāto karbīdu pārorientēšanās liecina arī par tērauda matricas plastisko deformāciju slīdēšanas laikā (5.e att.).Nodiluma zīmes šķērsgriezuma mikrogrāfijās redzamas nelielas apaļas bedrītes, kuras ieskauj mikroplaisas (5.d att.), kas var būt saistītas ar pārmērīgu plastisko deformāciju virsmas tuvumā.Materiāla pārnešana uz alumīnija oksīda sfērām bija ierobežota, savukārt sfēras palika neskartas (5.g att.).
Paraugu nodiluma platums un dziļums palielinājās, palielinoties slodzei (pie 10 N), kā redzams virsmas topogrāfijas kartē (6.a att.).Nobrāzums un oksidēšanās joprojām ir dominējošie nodiluma mehānismi, un mikroskrāpējumu skaita pieaugums uz nodiluma ceļa norāda, ka trīsdaļīgs nodilums notiek arī pie 10 N (6.b att.).EDX analīze parādīja ar dzelzi bagātu oksīda salu veidošanos.Al pīķi spektros apstiprināja, ka vielas pārnešana no darījuma partnera uz paraugu notika pie 10 N (6.c attēls un 3. tabula), savukārt pie 3 N tā netika novērota (2. tabula).Trīs korpusu nodilumu izraisa nodiluma daļiņas no oksīdu salām un analogiem, kur detalizēta EDX analīze atklāja materiāla pārnešanu no analogiem (papildu attēls S3 un tabula S1).Oksīdu salu attīstība ir saistīta ar dziļām bedrēm, kas vērojams arī 3N (5. att.).Karbīdu plaisāšana un sadrumstalotība galvenokārt notiek karbīdos, kas bagāti ar 10 N Cr (6.e, f att.).Turklāt augstas V karbīdi pārslās un nodilst apkārtējo matricu, kas savukārt izraisa trīsdaļīgu nodilumu.Sliežu ceļa šķērsgriezumā parādījās arī bedre, kas pēc izmēra un formas ir līdzīga augsta V karbīdam (izcelta sarkanā aplī) (sk. karbīda izmēru un formas analīzi. 3.1.), norādot, ka augstais V. karbīds V var atslāņoties no matricas pie 10 N. Augsta V karbīdu apaļā forma veicina vilkšanas efektu, savukārt aglomerēti karbīdi ar augstu Cr karbīdu ir pakļauti plaisāšanai (6.e, f att.).Šī atteices uzvedība norāda, ka matrica ir pārsniegusi savu spēju izturēt plastisko deformāciju un ka mikrostruktūra nenodrošina pietiekamu triecienizturību pie 10 N. Vertikālā plaisāšana zem virsmas (6.d att.) norāda uz plastiskās deformācijas intensitāti, kas rodas slīdēšanas laikā.Palielinoties slodzei, notiek materiāla pārnešana no nolietotās sliedes uz alumīnija oksīda lodi (6.g att.), kas var būt stacionārā stāvoklī pie 10 N. Galvenais CoF vērtību samazināšanās iemesls (3. att.).
Virsmas profils (a) un fotomikrogrāfi (b–f) no nolietotas virsmas topogrāfijas (b–f) no augstas oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda, ​​kas apstrādāts ar EBA pie 10 N, nodiluma sliežu ceļa šķērsgriezums GSE režīmā (d) un optiskā mikroskopa virsma alumīnija oksīda lodes pie 10 N (g).
Slīdes nodiluma laikā virsma tiek pakļauta antivielu izraisītam spiedes un bīdes spriegumam, kā rezultātā zem nodilušās virsmas rodas ievērojama plastiskā deformācija34,48,49.Tāpēc plastiskās deformācijas dēļ zem virsmas var rasties darba sacietēšana, ietekmējot nodilumu un deformācijas mehānismus, kas nosaka materiāla nodiluma uzvedību.Tāpēc šajā pētījumā tika veikta šķērsgriezuma cietības kartēšana (kā sīkāk aprakstīta 2.4. sadaļā), lai noteiktu plastiskās deformācijas zonas (PDZ) attīstību zem nodiluma ceļa kā slodzes funkciju.Tā kā, kā minēts iepriekšējās sadaļās, zem nodiluma pēdas tika novērotas skaidras plastiskas deformācijas pazīmes (5.d, 6.d att.), īpaši pie 10 N.
Uz att.7. attēlā parādītas HCMSS nodiluma zīmju šķērsgriezuma cietības diagrammas, kas apstrādātas ar ELP pie 3 N un 10 N. Ir vērts atzīmēt, ka šīs cietības vērtības tika izmantotas kā indekss, lai novērtētu darba sacietēšanas ietekmi.Cietības izmaiņas zem nodiluma atzīmes ir no 667 līdz 672 HV pie 3 N (7.a att.), kas norāda, ka darba sacietējums ir niecīgs.Jādomā, ka mikrocietības kartes zemās izšķirtspējas (ti, attāluma starp atzīmēm) dēļ izmantotā cietības mērīšanas metode nevarēja noteikt cietības izmaiņas.Gluži pretēji, pie 10 N tika novērotas PDZ zonas ar cietības vērtībām no 677 līdz 686 HV ar maksimālo dziļumu 118 µm un garumu 488 µm (7.b att.), kas korelē ar nodiluma trases platumu ( 6.a) att.).Līdzīgi dati par PDZ izmēra izmaiņām atkarībā no slodzes tika atrasti nodiluma pētījumā ar SS47, kas apstrādāts ar L-PBF.Rezultāti rāda, ka saglabātā austenīta klātbūtne ietekmē ar piedevām izgatavoto tēraudu 3, 12, 50 elastību, un aizturētais austenīts plastiskās deformācijas laikā pārvēršas par martensītu (fāzes transformācijas plastiskais efekts), kas uzlabo tērauda darba rūdīšanu.tērauds 51. Tā kā VCMSS paraugs saturēja saglabāto austenītu saskaņā ar iepriekš apspriesto rentgenstaru difrakcijas modeli (2.e att.), tika ierosināts, ka mikrostruktūrā saglabātais austenīts kontakta laikā var pārveidoties par martensītu, tādējādi palielinot PDZ cietību ( 7.b att.).Turklāt slīdēšanas veidošanās uz nodiluma sliežu ceļa (5.e, 6.f att.) norāda arī uz plastisko deformāciju, ko izraisa dislokācijas slīdēšana bīdes sprieguma iedarbībā pie slīdkontakta.Tomēr pie 3 N izraisītais bīdes spriegums nebija pietiekams, lai radītu augstu dislokācijas blīvumu vai saglabātā austenīta transformāciju par martensītu, kas novērota ar izmantoto metodi, tāpēc darba sacietēšana tika novērota tikai pie 10 N (7.b att.).
Liela oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda nodiluma sliežu šķērsgriezuma cietības diagrammas, kas pakļautas elektriskās izlādes apstrādei pie 3 N (a) un 10 N (b).
Šis pētījums parāda jauna augsta oglekļa martensīta nerūsējošā tērauda, ​​kas apstrādāts ar ELR, nodiluma uzvedību un mikrostrukturālās īpašības.Tika veikti sausā nodiluma testi slīdot pie dažādām slodzēm, un nodilušie paraugi tika pārbaudīti, izmantojot elektronu mikroskopiju, lāzera profilometru un nodiluma sliežu šķērsgriezumu cietības kartes.
Mikrostrukturālā analīze atklāja vienmērīgu karbīdu sadalījumu ar augstu hroma (~18,2% karbīdu) un vanādija (~4,3% karbīdu) saturu martensīta un saglabātā austenīta matricā ar salīdzinoši augstu mikrocietību.Dominējošie nodiluma mehānismi ir nodilums un oksidēšanās pie zemām slodzēm, savukārt trīs korpusu nodilums, ko izraisa izstiepti augstas V karbīdi un irdeni graudu oksīdi, arī veicina nodilumu pie pieaugošām slodzēm.Nodiluma ātrums ir labāks nekā L-PBF un parastajiem mehāniski apstrādātajiem austenīta nerūsējošajiem tēraudiem un pat līdzīgs EBM mehānisko instrumentu tēraudiem pie zemām slodzēm.CoF vērtība samazinās, palielinoties slodzei, jo materiāls tiek pārnests uz pretējo ķermeni.Izmantojot šķērsgriezuma cietības kartēšanas metodi, plastiskās deformācijas zona tiek parādīta zem nodiluma zīmes.Iespējamās graudu precizēšanas un fāzu pārejas matricā var sīkāk izpētīt, izmantojot elektronu atpakaļizkliedes difrakciju, lai labāk izprastu darba sacietēšanas ietekmi.Mikrocietības kartes zemā izšķirtspēja neļauj vizualizēt nodiluma zonas cietību pie zemām pielietotām slodzēm, tāpēc nanoindentācija var nodrošināt augstākas izšķirtspējas cietības izmaiņas, izmantojot to pašu metodi.
Šis pētījums pirmo reizi sniedz visaptverošu analīzi par nodilumizturības un berzes īpašībām jaunam augstas oglekļa martensīta nerūsējošā tēraudam, kas apstrādāts ar ELR.Ņemot vērā AM ģeometriskās konstrukcijas brīvību un iespēju samazināt apstrādes soļus ar AM, šis pētījums varētu pavērt ceļu šī jaunā materiāla ražošanai un tā izmantošanai ar nodilumu saistītās ierīcēs no vārpstām līdz plastmasas iesmidzināšanas veidnēm ar sarežģītu dzesēšanas kanālu.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (Amerikas Aeronautikas un Astronautikas biedrība, 2018).
Bajaj, P. et al.Tērauds piedevu ražošanā: pārskats par tā mikrostruktūru un īpašībām.alma mater.zinātne.projektu.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. un Passeggio, F. EN 3358 nerūsējošā tērauda kosmosa komponentu nodiluma virsmas bojājumi slīdēšanas laikā.Brālība.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Metāla komponentu piedevu ražošana – process, struktūra un veiktspēja.programmēšana.alma mater.zinātne.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. un Emmelmann S. Metāla piedevu ražošana.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Standarta terminoloģija piedevu ražošanas tehnoloģijai.Ātra ražošana.Docents.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.316L nerūsējošā tērauda mehāniskās un triboloģiskās īpašības – selektīvās lāzerkausēšanas, karstās presēšanas un parastās liešanas salīdzinājums.Pievienot.ražotājs.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. un Pham, MS mikrostruktūras ieguldījums aditīvi izgatavotā 316L nerūsējošā tērauda sausā slīdošā nodiluma mehānismos un anizotropijā.alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. un Tatlock GJ Selektīvas lāzerkausēšanas rezultātā iegūto ar dzelzs oksīda dispersiju rūdītu tērauda konstrukciju mehāniskā reakcija un deformācijas mehānismi.žurnāls.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI un Akhtar, F. Augstākas kārtas mehāniskā izturība pēc SLM 2507 termiskās apstrādes istabas un paaugstinātā temperatūrā, ko veicina cietas/kaļas sigma nokrišņi.Metāls (Bāzele).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. un Li, S. 3D-printed 17-4 PH nerūsējošā tērauda mikrostruktūra, pēckarstuma reakcija un triboloģiskās īpašības.Valkā 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. un Zhang, L. TiC/AISI420 nerūsējošā tērauda kompozītmateriālu blīvēšanas uzvedība, mikrostruktūras evolūcija un mehāniskās īpašības, kas izgatavotas ar selektīvu lāzerkausēšanu.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.AISI 420 nerūsējošā tērauda izgatavošana un raksturojums, izmantojot selektīvo lāzerkausēšanu.alma mater.ražotājs.process.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. un Alrbey K. 316L nerūsējošā tērauda selektīvas lāzerkausēšanas slīdošās nodiluma īpašības un korozijas izturēšanās.J. Alma mater.projektu.izpildīt.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Nerūsējošā tērauda pulvera slāņa berze un nodilums eļļas eļļošanas laikā [J].Tribiol.iekšējais 104., 183.–190. (2016).