Хвала вам што сте посетили Натуре.цом.Користите верзију претраживача са ограниченом подршком за ЦСС.За најбоље искуство препоручујемо да користите ажурирани прегледач (или онемогућите режим компатибилности у Интернет Екплорер-у).Поред тога, да бисмо обезбедили сталну подршку, приказујемо сајт без стилова и ЈаваСцрипт-а.
Клизачи који приказују три чланка по слајду.Користите дугмад назад и следећи да бисте се кретали кроз слајдове или дугмад контролора слајдова на крају да бисте се кретали кроз сваки слајд.

АСТМ А240 304 316 нерђајући челик средње дебела плоча може се резати и прилагодити фабричка цена у Кини

Категорија материјала: 201/304/304л/316/316л/321/309с/310с/410/420/430/904л/2205/2507
Тип: ферит, аустенит, мартензит, дуплекс
Технологија: хладно ваљани и топло ваљани
Сертификати: ИСО9001, ЦЕ, СГС сваке године
Услуга: Тестирање треће стране
Испорука: у року од 10-15 дана или с обзиром на количину

Нерђајући челик је легура гвожђа која има минимални садржај хрома од 10,5 процената.Садржај хрома ствара танак филм хром-оксида на површини челика који се назива пасивацијски слој.Овај слој спречава појаву корозије на површини челика;што је већа количина хрома у челику, већа је отпорност на корозију.

Челик такође садржи различите количине других елемената као што су угљеник, силицијум и манган.Могу се додати и други елементи како би се повећала отпорност на корозију (никл) и способност обликовања (молибден).

Понашање мартензитног нерђајућег челика са високим садржајем угљеника (ХЦМСС) који се састоји од приближно 22,5 вол.% карбида са високим садржајем хрома (Цр) и ванадијума (В), фиксиран је топљењем електронским снопом (ЕБМ).Микроструктура је састављена од мартензитних и резидуалних аустенитних фаза, субмикронски високи В и микронски високи карбиди су равномерно распоређени, а тврдоћа је релативно висока.ЦоФ се смањује за приближно 14,1% са повећањем оптерећења у стационарном стању услед преноса материјала са истрошене стазе на супротно тело.У поређењу са мартензитним алатним челицима третираним на исти начин, стопа хабања ХЦМСС-а је скоро иста при ниским примењеним оптерећењима.Доминантни механизам хабања је уклањање челичне матрице абразијом праћено оксидацијом трага хабања, док се трокомпонентно абразивно хабање јавља са повећањем оптерећења.Подручја пластичне деформације испод ожиљка хабања идентификована мапирањем тврдоће попречног пресека.Специфичне појаве које се јављају како се услови хабања повећавају су описани као пуцање карбида, високо кидање карбида ванадијума и пуцање у калупу.Ово истраживање баца светло на карактеристике хабања у производњи адитива ХЦМСС, што би могло да отвори пут за производњу ЕБМ компоненти за хабајуће примене у распону од осовина до калупа за бризгање пластике.
Нерђајући челик (СС) је свестрана породица челика која се широко користи у ваздухопловству, аутомобилској индустрији, храни и многим другим апликацијама због њихове високе отпорности на корозију и одговарајућих механичких својстава1,2,3.Њихова висока отпорност на корозију је последица високог садржаја хрома (више од 11,5 теж. %) у ХЦ, што доприноси формирању оксидног филма са високим садржајем хрома на површини1.Међутим, већина врста нерђајућег челика има низак садржај угљеника и због тога имају ограничену тврдоћу и отпорност на хабање, што резултира смањеним животним веком уређаја који су повезани са хабањем, као што су компоненте за слетање у ваздухопловству4.Обично имају ниску тврдоћу (у распону од 180 до 450 ХВ), само неки термички обрађени мартензитни нерђајући челици имају високу тврдоћу (до 700 ХВ) и висок садржај угљеника (до 1,2 теж.%), што може допринети формирање мартензита.1. Укратко, висок садржај угљеника снижава температуру мартензитне трансформације, омогућавајући формирање потпуно мартензитне микроструктуре и стицање микроструктуре отпорне на хабање при високим стопама хлађења.Чврсте фазе (нпр. карбиди) се могу додати челичној матрици да би се додатно побољшала отпорност матрице на хабање.
Увођење адитивне производње (АМ) може произвести нове материјале са жељеним саставом, микроструктурним карактеристикама и супериорним механичким својствима5,6.На пример, топљење у слоју праха (ПБФ), један од најкомерцијализованијих процеса адитивног заваривања, укључује таложење претходно легираних прахова да би се формирали уско обликовани делови топљењем прахова коришћењем извора топлоте као што су ласери или електронски снопови7.Неколико студија је показало да адитивно обрађени делови од нерђајућег челика могу надмашити традиционално направљене делове.На пример, показало се да аустенитни нерђајући челици подвргнути адитивној обради имају супериорна механичка својства због своје финије микроструктуре (тј. Халл-Петцх односи)3,8,9.Термичка обрада феритног нерђајућег челика обрађеног АМ-ом производи додатне талоге који пружају механичка својства слична њиховим конвенционалним колегама3,10.Усвојен двофазни нерђајући челик високе чврстоће и тврдоће, обрађен адитивном обрадом, где су побољшана механичка својства захваљујући интерметалним фазама богатим хромом у микроструктури11.Поред тога, побољшана механичка својства адитивно каљених мартензитних и ПХ нерђајућих челика могу се постићи контролом задржаног аустенита у микроструктури и оптимизацијом параметара обраде и термичке обраде 3,12,13,14.
До данас, триболошка својства АМ аустенитних нерђајућих челика привукла су више пажње од других нерђајућих челика.Проучавано је триболошко понашање ласерског топљења у слоју праха (Л-ПБФ) третираном са 316Л у функцији параметара АМ обраде.Показало се да минимизирање порозности смањењем брзине скенирања или повећањем снаге ласера ​​може побољшати отпорност на хабање15,16.Ли и сар.17 су тестирали хабање на суво клизање под различитим параметрима (оптерећење, фреквенција и температура) и показали да је хабање на собној температури главни механизам хабања, док повећање брзине клизања и температуре подстиче оксидацију.Добијени оксидни слој обезбеђује рад лежаја, трење се смањује са повећањем температуре, а стопа хабања се повећава на вишим температурама.У другим студијама, додавање честица ТиЦ18, ТиБ219 и СиЦ20 у 316Л матрицу третирану Л-ПБФ побољшало је отпорност на хабање формирањем густог слоја трења очвршћеног радом уз повећање запреминског удела тврдих честица.Заштитни оксидни слој је такође примећен у Л-ПБФ12 третираном ПХ челику и СС11 дуплекс челику, што указује да ограничавање задржаног аустенита накнадном топлотном обрадом12 може побољшати отпорност на хабање.Као што је овде резимирано, литература је углавном фокусирана на триболошке перформансе серије 316Л СС, док има мало података о триболошким перформансама серије мартензитних адитивно произведених нерђајућих челика са много већим садржајем угљеника.
Топљење електронским снопом (ЕБМ) је техника слична Л-ПБФ-у способна да формира микроструктуре са ватросталним карбидима као што су високи карбиди ванадијума и хрома због своје способности да постигне веће температуре и брзине скенирања 21, 22. Постојећа литература о ЕБМ обради нерђајућег челика челика је углавном фокусиран на одређивање оптималних параметара обраде ЕЛМ за добијање микроструктуре без пукотина и пора и побољшање механичких својстава23, 24, 25, 26, док се ради на триболошким особинама нерђајућег челика третираног ЕБМ.До сада је механизам хабања високоугљеничног мартензитног нерђајућег челика третираног ЕЛР-ом проучаван у ограниченим условима, а пријављено је да се озбиљне пластичне деформације јављају под абразивним (тест брусним папиром), сувим и условима ерозије блатом27.
Ова студија је истраживала отпорност на хабање и својства трења високоугљичног мартензитног нерђајућег челика третираног ЕЛР-ом у условима сувог клизања описаним у наставку.Прво, микроструктурне карактеристике су окарактерисане коришћењем скенирајуће електронске микроскопије (СЕМ), енергетско дисперзивне рендгенске спектроскопије (ЕДКС), дифракције рендгенских зрака и анализе слике.Подаци добијени овим методама се затим користе као основа за посматрање триболошког понашања кроз сува клипна испитивања под различитим оптерећењима, а на крају се испитује морфологија истрошене површине помоћу СЕМ-ЕДКС и ласерских профилометара.Стопа хабања је квантификована и упоређена са слично обрађеним мартензитним алатним челицима.Ово је урађено како би се створила основа за поређење овог СС система са чешће коришћеним системима хабања са истом врстом третмана.На крају, приказана је мапа попречног пресека пута хабања помоћу алгоритма за мапирање тврдоће који открива пластичну деформацију која се јавља током контакта.Треба напоменути да су триболошка испитивања за ову студију спроведена да би се боље разумеле триболошке особине овог новог материјала, а не да би се симулирала специфична примена.Ова студија доприноси бољем разумевању триболошких особина новог адитивно произведеног мартензитног нерђајућег челика за апликације које захтевају рад у тешким условима.
Узорке високоугљеничног мартензитног нерђајућег челика (ХЦМСС) третираног са ЕЛР под брендом Вибените® 350 развила је и испоручила ВБН Цомпонентс АБ, Шведска.Називни хемијски састав узорка: 1,9 Ц, 20,0 Цр, 1,0 Мо, 4,0 В, 73,1 Фе (теж.%).Прво су направљени суви клизни узорци (40 мм × 20 мм × 5 мм) од добијених правоугаоних узорака (42 мм × 22 мм × 7 мм) без накнадне термичке обраде коришћењем машинске обраде са електричним пражњењем (ЕДМ).Затим су узорци сукцесивно брушени СиЦ брусним папиром са величином зрна од 240 до 2400 Р да би се добила храпавост површине (Ра) од око 0,15 μм.Поред тога, узорци високоугљеничног мартензитног алатног челика (ХЦМТС) третираног ЕБМ са номиналним хемијским саставом од 1,5 Ц, 4,0 Цр, 2,5 Мо, 2,5 В, 4,0 В, 85,5 Фе (теж. %) (комерцијално познат као Вибените® 150) Такође припремљен на исти начин.ХЦМТС садржи 8% карбида по запремини и користи се само за поређење података о стопи хабања ХЦМСС.
Микроструктурна карактеризација ХЦМСС-а је изведена коришћењем СЕМ (ФЕИ Куанта 250, САД) опремљеног детектором КСМак80 са дисперзивним рендгенским зракама (ЕДКС) компаније Окфорд Инструментс.Три насумичне фотомикрографије које садрже 3500 µм2 су снимљене у режиму повратно расејаних електрона (БСЕ), а затим анализиране помоћу анализе слике (ИмагеЈ®)28 да би се одредио удео површине (тј. запремински удео), величина и облик.Због уочене карактеристичне морфологије, удео површине је узет једнак запреминском уделу.Поред тога, фактор облика карбида се израчунава помоћу једначине фактора облика (Схфа):
Овде је Аи површина карбида (µм2), а Пи је обим карбида (µм)29.Да би се идентификовале фазе, урађена је дифракција рендгенских зрака на праху (КСРД) коришћењем рендгенског дифрактометра (Брукер Д8 Дисцовер са ЛинкЕие 1Д тракастим детектором) са Цо-Кα зрачењем (λ = 1,79026 А).Скенирајте узорак у опсегу 2θ од 35° до 130° са величином корака од 0,02° и временом корака од 2 секунде.КСРД подаци су анализирани коришћењем софтвера Диффрацт.ЕВА, који је ажурирао кристалографску базу података 2021. Поред тога, за одређивање микротврдоће коришћен је Вицкерс тестер тврдоће (Струерс Дурасцан 80, Аустрија).Према стандарду АСТМ Е384-17 30, направљено је 30 отисака на металографски припремљеним узорцима у корацима од 0,35 мм у трајању од 10 с при 5 кгф.Аутори су претходно окарактерисали микроструктурне карактеристике ХЦМТС31.
Трибометар са кугличним плочама (Брукер Универсал Мецханицал Тестер Триболаб, САД) је коришћен за извођење тестова хабања са сувим клипним ударом, чија је конфигурација детаљно описана на другом месту31.Параметри испитивања су следећи: према стандарду 32 АСТМ Г133-05, оптерећење 3 Н, фреквенција 1 Хз, ход 3 мм, трајање 1 сат.Куглице алуминијум оксида (Ал2О3, класа тачности 28/ИСО 3290) пречника 10 мм са макро тврдоћом од око 1500 ХВ и храпавости површине (Ра) од око 0,05 µм, које је обезбедила компанија Редхилл Прецисион, Чешка Република, коришћене су као противтежа. .Балансирање је одабрано да би се спречили ефекти оксидације до којих може доћи услед балансирања и да би се боље разумели механизми хабања узорака у тешким условима хабања.Треба напоменути да су параметри испитивања исти као у Реф.8 како би се упоредили подаци о стопи хабања са постојећим студијама.Поред тога, спроведена је серија клипних тестова са оптерећењем од 10 Н да би се провериле триболошке перформансе при већим оптерећењима, док су остали параметри испитивања остали константни.Почетни контактни притисци према Херцу су 7,7 МПа и 11,5 МПа при 3 Н и 10 Н, респективно.Током испитивања хабања, забележена је сила трења на фреквенцији од 45 Хз и израчунат је средњи коефицијент трења (ЦоФ).За свако оптерећење обављена су три мерења у амбијенталним условима.
Путања хабања је испитана коришћењем СЕМ описаног изнад, а ЕМФ анализа је извршена коришћењем софтвера за анализу површине хабања Азтец Ацкуиситион.Истрошена површина упарене коцке је испитана помоћу оптичког микроскопа (Кеиенце ВХКС-5000, Јапан).Бесконтактни ласерски профилатор (НаноФоцус µСцан, Немачка) је скенирао ознаку хабања са вертикалном резолуцијом од ±0,1 µм дуж осе з и 5 µм дуж к и и осе.Мапа профила површине ожиљка хабања креирана је у Матлаб®-у коришћењем к, и, з координата добијених из мерења профила.Неколико вертикалних профила пута хабања издвојених из мапе површинског профила се користи за израчунавање губитка запремине хабања на путу хабања.Губитак запремине је израчунат као производ средње површине попречног пресека профила жице и дужине трага хабања, а додатне детаље ове методе аутори су претходно описали33.Одавде се специфична стопа хабања (к) добија из следеће формуле:
Овде је В губитак запремине услед хабања (мм3), В је примењено оптерећење (Н), Л је клизна удаљеност (мм), а к је специфична стопа хабања (мм3/Нм)34.Подаци о трењу и мапе профила површине за ХЦМТС укључени су у додатни материјал (додатна слика С1 и слика С2) да би се упоредиле стопе хабања ХЦМСС.
У овој студији, мапа тврдоће попречног пресека пута хабања је коришћена да се демонстрира понашање пластичне деформације (тј. радно очвршћавање услед контактног притиска) зоне хабања.Полирани узорци су исечени алуминијум-оксидним резним точком на машини за сечење (Струерс Аццутом-5, Аустрија) и полирани СиЦ брусним папиром од 240 до 4000 П по дебљини узорака.Мерење микротврдоће на 0,5 кгф 10 с и 0,1 мм удаљености у складу са АСТМ Е348-17.Отисци су постављени на правоугаону мрежу од 1,26 × 0,3 мм2 приближно 60 µм испод површине (Слика 1), а затим је приказана мапа тврдоће коришћењем прилагођеног Матлаб® кода описаног на другом месту35.Поред тога, микроструктура попречног пресека зоне хабања је испитана помоћу СЕМ.
Шема ознаке хабања која показује локацију попречног пресека (а) и оптички микрограф карте тврдоће која показује ознаку идентификовану у попречном пресеку (б).
Микроструктура ХЦМСС третираног ЕЛП-ом састоји се од хомогене карбидне мреже окружене матрицом (сл. 2а, б).ЕДКС анализа је показала да су сиви и тамни карбиди карбиди богати хромом и ванадијумом (Табела 1).Израчунато анализом слике, запремински удео карбида је процењен на ~22,5% (~18,2% високи карбиди хрома и ~4,3% високи карбиди ванадијума).Просечне величине зрна са стандардним одступањима су 0,64 ± 0,2 µм и 1,84 ± 0,4 µм за карбиде богате В и Цр (сл. 2ц, д).Карбиди високог В имају тенденцију да буду округлији са фактором облика (±СД) од око 0,88±0,03 јер вредности фактора облика близу 1 одговарају округлим карбидима.Насупрот томе, карбиди са високим садржајем хрома нису савршено округли, са фактором облика од око 0,56 ± 0,01, што може бити последица агломерације.Дифракциони пикови мартензита (α, бцц) и задржаног аустенита (γ', фцц) детектовани су на ХЦМСС рендгенском узорку као што је приказано на слици 2е.Поред тога, рендгенски узорак показује присуство секундарних карбида.Карбиди са високим садржајем хрома су идентификовани као карбиди типа М3Ц2 и М23Ц6.Према литературним подацима,36,37,38 дифракциони пикови ВЦ карбида су забележени на ≈43° и 63°, што сугерише да су ВЦ пикови маскирани врховима М23Ц6 карбида богатих хромом (слика 2е).
Микроструктура мартензитног нерђајућег челика са високим садржајем угљеника третираног ЕБЛ (а) при малом увећању и (б) при великом увећању, показује карбиде богате хромом и ванадијумом и матрицу од нерђајућег челика (режим повратног расејања електрона).Ступасти графикони који показују дистрибуцију величине зрна карбида богатих хромом (ц) и ванадијума (д).Рендгенска слика показује присуство мартензита, задржаног аустенита и карбида у микроструктури (д).
Просечна микротврдоћа је 625,7 + 7,5 ХВ5, што показује релативно високу тврдоћу у поређењу са конвенционално обрађеним мартензитним нерђајућим челиком (450 ХВ)1 без термичке обраде.Извештава се да је тврдоћа наноиндентирања високих В карбида и високих Цр карбида између 12 и 32,5 ГПа39 и 13–22 ГПа40, респективно.Дакле, висока тврдоћа ХЦМСС-а третираног ЕЛП-ом је последица високог садржаја угљеника, који промовише формирање карбидне мреже.Дакле, ХСМСС третиран ЕЛП показује добре микроструктурне карактеристике и тврдоћу без икаквог додатног посттермалног третмана.
Криве средњег коефицијента трења (ЦоФ) за узорке при 3 Н и 10 Н приказане су на слици 3, опсег минималних и максималних вредности трења је означен провидним сенчењем.Свака крива приказује фазу уходавања и фазу стабилног стања.Фаза уходавања се завршава на 1,2 м са ЦоФ (±СД) од 0,41 ± 0,24,3 Н и на 3,7 м са ЦоФ од 0,71 ± 0,16,10 Н, пре уласка у фазно стабилно стање када трење престане.не мења се брзо.Због мале додирне површине и грубе почетне пластичне деформације, сила трења се брзо повећавала током фазе уходавања при 3 Н и 10 Н, где су се јавила већа сила трења и дужи клизни растојање при 10 Н, што може бити последица на чињеницу да је у поређењу са 3 Н површинска оштећења већа.За 3 Н и 10 Н, вредности ЦоФ у стационарној фази су 0,78 ± 0,05 и 0,67 ± 0,01, респективно.ЦоФ је практично стабилан на 10 Н и постепено расте при 3 Н. У ограниченој литератури, ЦоФ нерђајућег челика третираног Л-ПБФ у поређењу са керамичким реакционим телима при ниским примењеним оптерећењима креће се од 0,5 до 0,728, 20, 42, што је у добро слагање са измереним вредностима ЦоФ у овој студији.Смањење ЦоФ са повећањем оптерећења у устаљеном стању (око 14,1%) може се приписати деградацији површине која се јавља на граници између истрошене површине и парњака, о чему ће даље бити речи у следећем одељку кроз анализу површине површине. истрошени узорци.
Коефицијенти трења ВСМСС узорака третираних ЕЛП на клизним стазама при 3 Н и 10 Н, за сваку криву је означена стационарна фаза.
Специфичне стопе хабања ХКМС (625,7 ХВ) процењене су на 6,56 ± 0,33 × 10–6 мм3/Нм и 9,66 ± 0,37 × 10–6 мм3/Нм при 3 Н и 10 Н, респективно (сл. 4).Дакле, стопа хабања расте са повећањем оптерећења, што се добро слаже са постојећим студијама о аустениту третираном Л-ПБФ и ПХ СС17,43.Под истим триболошким условима, стопа хабања на 3 Н је око једне петине у односу на аустенитни нерђајући челик третиран Л-ПБФ (к = 3,50 ± 0,3 × 10–5 мм3/Нм, 229 ХВ), као у претходном случају .8. Поред тога, стопа хабања ХЦМСС-а на 3 Н била је значајно нижа од конвенционално обрађених аустенитних нерђајућих челика и, посебно, већа од високо изотропно пресованих (к = 4,20 ± 0,3 × 10–5 мм3)./Нм, 176 ХВ) и ливеног (к = 4,70 ± 0,3 × 10–5 мм3/Нм, 156 ХВ) машински обрађеног аустенитног нерђајућег челика, 8, респективно.У поређењу са овим студијама у литератури, побољшана отпорност на хабање ХЦМСС-а се приписује високом садржају угљеника и формираној карбидној мрежи која резултира већом тврдоћом од адитивно обрађених аустенитних нерђајућих челика који се конвенционално обрађују.Да би се даље проучавала стопа хабања ХЦМСС узорака, слично машински обрађени узорак од мартензитног алатног челика са високим садржајем угљеника (ХЦМТС) (са тврдоћом од 790 ХВ) је тестиран под сличним условима (3 Н и 10 Н) ради поређења;Додатни материјал је ХЦМТС мапа површинског профила (додатна слика С2).Стопа хабања ХЦМСС (к = 6,56 ± 0,34 × 10–6 мм3/Нм) је скоро иста као и ХЦМТС при 3 Н (к = 6,65 ± 0,68 × 10–6 мм3/Нм), што указује на одличну отпорност на хабање .Ове карактеристике се углавном приписују микроструктурним карактеристикама ХЦМСС-а (тј. висок садржај карбида, величина, облик и дистрибуција честица карбида у матрици, као што је описано у одељку 3.1).Као што је раније објављено31,44, садржај карбида утиче на ширину и дубину ожиљка хабања и механизам трошења микроабразива.Међутим, садржај карбида је недовољан да заштити матрицу при 10 Н, што доводи до повећаног хабања.У следећем одељку, морфологија и топографија површине хабања се користе да би се објаснили основни механизми хабања и деформације који утичу на стопу хабања ХЦМСС.При 10 Н, стопа хабања ВЦМСС (к = 9,66 ± 0,37 × 10–6 мм3/Нм) је већа од оне код ВКМТС (к = 5,45 ± 0,69 × 10–6 мм3/Нм).Напротив, ове стопе хабања су и даље прилично високе: у сличним условима испитивања, стопа хабања премаза на бази хрома и стелита је нижа него код ХЦМСС45,46.Коначно, због високе тврдоће глинице (1500 ХВ), стопа хабања у пару је била занемарљива и пронађени су знаци преноса материјала са узорка на алуминијумске куглице.
Специфично хабање у ЕЛР машинској обради високоугљичног мартензитног нерђајућег челика (ХМЦСС), ЕЛР машинској обради високоугљичног мартензитног алатног челика (ХЦМТС) и Л-ПБФ, ливењу и високоизотропном пресовању (ХИП) машинској обради аустенитног нерђајућег челика (316ЛСС) у различитим применама брзине су оптерећене.Дијаграм расејања приказује стандардну девијацију мерења.Подаци за аустенитне нерђајуће челике су узети из 8.
Док навлаке као што су хром и стелит могу да обезбеде бољу отпорност на хабање од система од адитивно обрађених легура, адитивна обрада може (1) побољшати микроструктуру, посебно за материјале са широким спектром густина.операције на крајњем делу;и (3) стварање нових површинских топологија као што су интегрисани флуидно-динамички лежајеви.Поред тога, АМ нуди флексибилност геометријског дизајна.Ова студија је посебно нова и важна јер је од кључне важности да се разјасне карактеристике хабања ових новоразвијених металних легура са ЕБМ, за које је тренутна литература веома ограничена.
Морфологија истрошене површине и морфологија истрошених узорака на 3 Н приказани су на сл.5, где је главни механизам хабања абразија праћена оксидацијом.Прво, челична подлога се пластично деформише, а затим уклања да би се формирали жлебови дубине 1 до 3 µм, као што је приказано на површинском профилу (Сл. 5а).Због топлоте трења која се генерише континуираним клизањем, уклоњени материјал остаје на интерфејсу триболошког система, формирајући триболошки слој који се састоји од малих острва са високим садржајем гвожђе-оксида који окружују високе карбиде хрома и ванадијума (слика 5б и табела 2).), као што је такође пријављено за аустенитни нерђајући челик третиран са Л-ПБФ15,17.На сл.5ц приказује интензивну оксидацију која се јавља у центру ожиљка хабања.Дакле, формирање фрикционог слоја је олакшано уништавањем фрикционог слоја (тј. оксидног слоја) (слика 5ф) или се уклањање материјала дешава у слабим деловима микроструктуре, чиме се убрзава уклањање материјала.У оба случаја, уништавање фрикционог слоја доводи до стварања продуката хабања на интерфејсу, што може бити разлог за тенденцију повећања ЦоФ у стационарном стању 3Н (сл. 3).Поред тога, постоје знаци троделног хабања изазваног оксидима и лабавим честицама хабања на трагу хабања, што на крају доводи до стварања микроогреботина на подлози (сл. 5б, е)9,12,47.
Профил површине (а) и фотомикрографије (б–ф) морфологије површине хабања од високоугљеничног мартензитног нерђајућег челика третираног ЕЛП на 3 Н, попречни пресек ознаке хабања у БСЕ режиму (д) и оптичка микроскопија хабања површине на 3 Н (г) сфере глинице.
На челичној подлози формиране су клизне траке, што указује на пластичну деформацију услед хабања (слика 5е).Слични резултати су такође добијени у студији понашања хабања СС47 аустенитног челика третираног Л-ПБФ-ом.Преоријентација карбида богатих ванадијумом такође указује на пластичну деформацију челичне матрице током клизања (слика 5е).Микрофотографије попречног пресека ознаке истрошености показују присуство малих округлих удубљења окружених микропукотинама (сл. 5д), што може бити последица превелике пластичне деформације у близини површине.Пренос материјала на сфере од алуминијум оксида био је ограничен, док су сфере остале нетакнуте (слика 5г).
Ширина и дубина хабања узорака су се повећавале са повећањем оптерећења (на 10 Н), као што је приказано на карти топографије површине (слика 6а).Абразија и оксидација су и даље доминантни механизми хабања, а повећање броја микро-огреботина на трагу хабања указује да се троделно хабање јавља и при 10 Н (слика 6б).ЕДКС анализа је показала формирање оксидних острва богатих гвожђем.Ал пикови у спектрима су потврдили да се трансфер супстанце од друге стране у узорак догодио на 10 Н (слика 6ц и табела 3), док није примећен при 3 Н (табела 2).Хабање три тела је узроковано честицама хабања са оксидних острва и аналога, где је детаљна ЕДКС анализа открила преношење материјала са аналога (додатна слика С3 и табела С1).Развој оксидних острва повезан је са дубоким јамама, што се уочава и у 3Н (сл. 5).Пуцање и фрагментација карбида се углавном дешава у карбидима богатим 10 Н Цр (сл. 6е, ф).Поред тога, карбиди високог В се љуште и троше околну матрицу, што заузврат узрокује троделно трошење.У попречном пресеку стазе (слика 6д) појавила се и јама сличне величине и облика као код карбида високог В (означено црвеним кругом) (погледајте анализу величине и облика карбида. 3.1), што указује да високи В карбид В може да се љушти са матрице при 10 Н. Округли облик карбида високог В доприноси ефекту повлачења, док су агломерисани карбиди са високим садржајем Цр склони пуцању (слика 6е, ф).Овакво понашање квара указује на то да је матрица премашила своју способност да издржи пластичну деформацију и да микроструктура не обезбеђује довољну ударну чврстоћу на 10 Н. Вертикално пуцање испод површине (слика 6д) указује на интензитет пластичне деформације која се јавља током клизања.Како се оптерећење повећава, долази до преноса материјала са истрошене шине на куглу глинице (слика 6г), која може бити у стабилном стању на 10 Н. Главни разлог за смањење вредности ЦоФ (слика 3).
Профил површине (а) и фотомикрографије (б–ф) топографије истрошене површине (б–ф) од мартензитног нерђајућег челика са високим удјелом угљеника третираног ЕБА при 10 Н, попречни пресек трага хабања у БСЕ режиму (д) и површина оптичког микроскопа сфере алуминијума на 10 Н (г).
Током клизног хабања, површина је изложена напонима притиска и смицања изазваним антителом, што доводи до значајне пластичне деформације испод истрошене површине34,48,49.Због тога може доћи до радног очвршћавања испод површине услед пластичне деформације, што утиче на механизме хабања и деформације који одређују понашање материјала при хабању.Због тога је у овој студији извршено мапирање тврдоће попречног пресека (као што је детаљно описано у одељку 2.4) да би се одредио развој зоне пластичне деформације (ПДЗ) испод пута хабања у функцији оптерећења.Пошто су, као што је поменуто у претходним одељцима, уочени јасни знаци пластичне деформације испод трага хабања (сл. 5д, 6д), посебно на 10 Н.
На сл.На слици 7 приказани су дијаграми тврдоће попречног пресека ознака хабања ХЦМСС-а третираног ЕЛП-ом при 3 Н и 10 Н. Вреди напоменути да су ове вредности тврдоће коришћене као индекс за процену ефекта радног очвршћавања.Промена тврдоће испод ознаке хабања је од 667 до 672 ХВ на 3 Н (слика 7а), што указује да је радно очвршћавање занемарљиво.Претпоставља се да због ниске резолуције карте микротврдоће (тј. растојања између ознака), примењена метода мерења тврдоће није могла да открије промене у тврдоћи.Напротив, ПДЗ зоне са вредностима тврдоће од 677 до 686 ХВ са максималном дубином од 118 µм и дужином од 488 µм примећене су на 10 Н (слика 7б), што је у корелацији са ширином трага хабања ( Слика 6а)).Слични подаци о варијацији величине ПДЗ са оптерећењем пронађени су у студији хабања на СС47 третираном Л-ПБФ-ом.Резултати показују да присуство задржаног аустенита утиче на дуктилност адитивно произведених челика 3, 12, 50, а задржани аустенит се трансформише у мартензит током пластичне деформације (пластични ефекат фазне трансформације), чиме се појачава радно очвршћавање челика.челик 51. С обзиром да је узорак ВЦМСС садржавао задржани аустенит у складу са узорком дифракције рендгенских зрака који је раније разматран (слика 2е), сугерисано је да се задржани аустенит у микроструктури током контакта може трансформисати у мартензит, чиме се повећава тврдоћа ПДЗ ( Слика 7б).Поред тога, формирање клизања које настаје на трагу хабања (сл. 5е, 6ф) такође указује на пластичну деформацију изазвану дислокацијским клизањем под дејством смичног напона при клизном контакту.Међутим, смичући напон изазван при 3 Н био је недовољан да произведе високу густину дислокације или трансформацију задржаног аустенита у мартензит примећено коришћеном методом, тако да је очвршћавање примећено само при 10 Н (слика 7б).
Дијаграми тврдоће попречног пресека трагова хабања од високоугљеничног мартензитног нерђајућег челика подвргнутог машинској обради са електричним пражњењем при 3 Н (а) и 10 Н (б).
Ова студија показује понашање хабања и микроструктурне карактеристике новог високоугљичног мартензитног нерђајућег челика третираног ЕЛР-ом.Испитивања хабања на суво вршена су у клизању под различитим оптерећењима, а истрошени узорци су испитивани електронским микроскопом, ласерским профилометром и мапама тврдоће попречних пресека трагова хабања.
Микроструктурна анализа открила је уједначену дистрибуцију карбида са високим садржајем хрома (~18,2% карбида) и ванадијума (~4,3% карбида) у матрици од мартензита и задржаног аустенита са релативно високом микротврдоћом.Доминантни механизми хабања су хабање и оксидација при ниским оптерећењима, док трошење три тела узроковано растегнутим карбидима високог В и оксидима растреситог зрна такође доприноси хабању при растућим оптерећењима.Стопа хабања је боља од Л-ПБФ и конвенционалних машински обрађених аустенитних нерђајућих челика, па чак и слична оној код ЕБМ машинских алатних челика при малим оптерећењима.Вредност ЦоФ опада са повећањем оптерећења услед преноса материјала на супротно тело.Коришћењем методе мапирања тврдоће попречног пресека, зона пластичне деформације је приказана испод ознаке хабања.Могуће пречишћавање зрна и фазни прелази у матрици могу се даље истражити коришћењем дифракције повратног расејања електрона да би се боље разумели ефекти очвршћавања.Ниска резолуција мапе микротврдоће не дозвољава визуелизацију тврдоће зоне хабања при ниским примењеним оптерећењима, тако да наноиндентација може да обезбеди већу резолуцију промене тврдоће користећи исти метод.
Ова студија по први пут представља свеобухватну анализу отпорности на хабање и својства трења новог високоугљичног мартензитног нерђајућег челика третираног ЕЛР-ом.Узимајући у обзир слободу геометријског дизајна АМ и могућност смањења корака обраде са АМ, ово истраживање би могло отворити пут за производњу овог новог материјала и његову употребу у уређајима повезаним са хабањем, од осовина до калупа за бризгање пластике са компликованим каналом за хлађење.
Бхат, БН Аероспаце Материалс анд Апплицатионс, вол.255 (Америцан Социети оф Аеронаутицс анд Астронаутицс, 2018).
Бајај, П. ет ал.Челик у адитивној производњи: преглед његове микроструктуре и особина.Алма Матер.Наука.пројекат.772, (2020).
Фелли, Ф., Бротзу, А., Вендиттоззи, Ц., Паолоззи, А. и Пассеггио, Ф. Оштећење хабајуће површине ваздушних компоненти од нерђајућег челика ЕН 3358 током клизања.Братство.Ед.Интегра Струт.23, 127–135 (2012).
Деброи, Т. ет ал.Адитивна производња металних компоненти – процес, структура и перформансе.програмирање.Алма Матер.Наука.92, 112–224 (2018).
Херзог Д., Сејда В., Вициск Е. и Еммелманн С. Производња металних адитива.(2016).хттпс://дои.орг/10.1016/ј.ацтамат.2016.07.019.
АСТМ Интернатионал.Стандардна терминологија за технологију адитивне производње.Брза производња.Доцент.хттпс://дои.орг/10.1520/Ф2792-12А.2 (2013).
Бартоломеу Ф. ет ал.Механичка и триболошка својства нерђајућег челика 316Л – поређење селективног ласерског топљења, врућег пресовања и конвенционалног ливења.Додати.произвођач.16, 81–89 (2017).
Бакхсхван, М., Миант, КВ, Реддицофф, Т., анд Пхам, МС, допринос микроструктури адитивно произведеним механизмима и анизотропији сувог клизног трошења од нерђајућег челика 316Л.Алма Матер.дец.196, 109076 (2020).
Богелеин Т., Дрипондт СН, Пандеи А., Давсон К. и Татлоцк ГЈ Механички одговор и механизми деформације челичних конструкција каљених дисперзијом оксида гвожђа добијене селективним ласерским топљењем.часопис.87, 201–215 (2015).
Саеиди К., Алви С., Лофаи Ф., Петков ВИ и Акхтар, Ф. Механичка чврстоћа вишег реда након термичке обраде СЛМ 2507 на собним и повишеним температурама, уз помоћ тврдог/дуктилног сигма таложења.Метал (Базел).9, (2019).
Ласхгари, ХР, Конг, К., Адабифироозјаеи, Е., анд Ли, С. Микроструктура, реакција након загревања и триболошка својства 3Д штампаног нерђајућег челика 17-4 ПХ.Ношење 456–457, (2020).
Лиу, И., Танг, М., Ху, К., Зханг, И., и Зханг, Л. Понашање при згушњавању, еволуција микроструктуре и механичка својства ТиЦ/АИСИ420 композита од нерђајућег челика произведених селективним ласерским топљењем.Алма Матер.дец.187, 1–13 (2020).
Зхао Кс. ет ал.Израда и карактеризација нерђајућег челика АИСИ 420 коришћењем селективног ласерског топљења.Алма Матер.произвођач.процес.30, 1283–1289 (2015).
Сун И., Мороз А. и Алрбеи К. Карактеристике клизног хабања и корозивно понашање селективног ласерског топљења нерђајућег челика 316Л.Ј. Алма матер.пројекат.извршити.23, 518–526 (2013).
Схибата, К. ет ал.Трење и хабање нерђајућег челика са прахом под уљним подмазивањем [Ј].Трибиол.интерни 104, 183–190 (2016).