Dankon pro vizito de Nature.com.Vi uzas retumilon kun limigita CSS-subteno.Por la plej bona sperto, ni rekomendas, ke vi uzu ĝisdatigitan retumilon (aŭ malŝaltu Kongruo-Reĝimon en Internet Explorer).Krome, por certigi daŭran subtenon, ni montras la retejon sen stiloj kaj JavaScript.
Glitiloj montrante tri artikolojn per diapozitivo.Uzu la malantaŭan kaj sekvan butonojn por moviĝi tra la lumbildoj, aŭ la butonojn de glit-regiloj ĉe la fino por moviĝi tra ĉiu lumbildo.

ASTM A240 304 316 Neoksidebla ŝtalo Meza Dika Telero Povas Esti Tranĉita Kaj Agordita Ĉina Fabrika Prezo

Materiala Grado: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tipo: Ferita, Aŭstenita, Martensita, Dupleksa
Teknologio: Malvarme Ruligita kaj Varme Ruligita
Atestoj: ISO9001, CE, SGS ĉiujare
Servo: Triaparta testado
Livero: ene de 10-15 tagoj aŭ konsiderante la kvanton

Neoksidebla ŝtalo estas fera alojo, kiu havas minimuman kromenhavon de 10,5 procentoj.La kroma enhavo produktas maldikan kromoksidan filmon sur la surfaco de la ŝtalo nomata pasiva tavolo.Ĉi tiu tavolo malhelpas korodon okazi sur la ŝtala surfaco;ju pli granda la kvanto de Kromo en la ŝtalo, des pli granda la koroda rezisto.

La ŝtalo ankaŭ enhavas diversajn kvantojn de aliaj elementoj kiel Karbono, Silicio kaj Mangano.Aliaj elementoj povas esti aldonitaj por pliigi korodan reziston (Nikel) kaj formeblecon (Molibdeno).

Konduto de alta karbona martensita rustorezista ŝtalo (HCMSS) konsistanta el ĉirkaŭ 22.5 vol.% karburoj kun alta enhavo de kromio (Cr) kaj vanadio (V), estis fiksitaj per elektrona fasko fandado (EBM).La mikrostrukturo konsistas el martensitaj kaj restaj aŭstenitaj fazoj, submicronaj alta V kaj mikronaj altaj Cr-karburoj estas egale distribuitaj, kaj la malmoleco estas relative alta.CoF malpliiĝas je proksimume 14.1% kun kreskanta ekvilibra ŝarĝo pro translokigo de materialo de la eluzita trako ĝis la kontraŭa korpo.Kompare al martensitaj ilŝtaloj traktitaj en laŭ la saman manieron, la eluziĝofteco de HCMSS estas preskaŭ la sama ĉe malaltaj aplikataj ŝarĝoj.La domina eluzaĵmekanismo estas la forigo de la ŝtalmatrico per abrazio sekvita per oksigenado de la eluztrako, dum tri-komponenta abrazia eluziĝo okazas kun kreskanta ŝarĝo.Areoj de plasta deformado sub la eluziĝo-cikatro identigita per trans-sekca malmoleco-mapado.Specifaj fenomenoj kiuj okazas kiam eluziĝokondiĉoj pliiĝas estas priskribitaj kiel karbidfendetiĝo, alta vanadiokarbidŝiriĝo, kaj ĵetkubofendado.Ĉi tiu esplorado ĵetas lumon sur la eluziĝokarakterizaĵoj de HCMSS-aldonaĵfabrikado, kiu povus malfermi la vojon por la produktado de EBM-komponentoj por eluziĝo-aplikoj intervalantaj de ŝaftoj ĝis plastaj injektaj muldiloj.
Neoksidebla ŝtalo (SS) estas multflanka familio de ŝtaloj vaste uzataj en aerospaco, aŭtomobila, manĝaĵo kaj multaj aliaj aplikoj pro sia alta koroda rezisto kaj taŭgaj mekanikaj propraĵoj1,2,3.Ilia alta koroda rezisto ŝuldiĝas al la alta enhavo de kromo (pli ol 11,5 pez%) en HC, kiu kontribuas al la formado de oksida filmo kun alta kroma enhavo sur la surfaco1.Tamen, la plej multaj rustorezistaŝtalaj gradoj havas malaltan karbonenhavon kaj tial havas limigitan malmolecon kaj eluziĝoreziston, rezultigante reduktitan funkcidaŭron en eluziĝo-rilataj aparatoj kiel ekzemple aerospacaj alteriĝokomponentoj4.Kutime ili havas malaltan malmolecon (en la gamo de 180 ĝis 450 HV), nur iuj varme traktitaj martensitaj neoksideblaj ŝtaloj havas altan malmolecon (ĝis 700 HV) kaj altan karbonenhavon (ĝis 1,2 pez%), kio povas kontribui al la formado de martensito.1. Mallonge, alta karbonenhavo malaltigas la martensitan transformtemperaturon, permesante la formadon de plene martensita mikrostrukturo kaj la akiron de eluziĝorezista mikrostrukturo ĉe altaj malvarmigaj rapidecoj.Malmolaj fazoj (ekz., karbidoj) povas esti aldonitaj al la ŝtala matrico por plu plibonigi la eluziĝoreziston de la ĵetkubo.
La enkonduko de aldona fabrikado (AM) povas produkti novajn materialojn kun dezirata konsisto, mikrostrukturaj trajtoj kaj superaj mekanikaj trajtoj5,6.Ekzemple, pulvorlitofandado (PBF), unu el la plej komercigitaj aldonaj veldaj procezoj, implikas la demetadon de antaŭ-alojitaj pulvoroj por formi proksime formitajn partojn fandante la pulvorojn uzante varmofontojn kiel laseroj aŭ elektronradioj7.Pluraj studoj montris, ke aldone maŝinprilaboritaj neoksidebla ŝtalo partoj povas superi tradicie faritajn partojn.Ekzemple, aŭstenitaj neoksideblaj ŝtaloj submetitaj al aldona prilaborado pruviĝis havi superajn mekanikajn ecojn pro sia pli fajna mikrostrukturo (te, Hall-Petch-rilatoj)3,8,9.Varmotraktado de AM-traktita ferrita neoksidebla ŝtalo produktas kromajn precipitaĵojn kiuj disponigas mekanikajn trajtojn similajn al siaj konvenciaj ekvivalentoj3,10.Adoptita dufaza neoksidebla ŝtalo kun alta forto kaj malmoleco, prilaborita per aldona prilaborado, kie plibonigitaj mekanikaj propraĵoj ŝuldiĝas al kromriĉaj intermetalaj fazoj en la mikrostrukturo11.Krome, plibonigitaj mekanikaj propraĵoj de aldonaj harditaj martensitaj kaj PH neoksideblaj ŝtaloj povas esti akiritaj kontrolante retenitan aŭsteniton en la mikrostrukturo kaj optimumigante maŝinadon kaj varmotraktadon parametrojn 3,12,13,14.
Ĝis nun, la tribologiaj trajtoj de AM aŭstenitaj rustorezistaj ŝtaloj ricevis pli da atento ol aliaj neoksideblaj ŝtaloj.La tribologia konduto de lasera fandado en tavolo de pulvoro (L-PBF) traktita kun 316L estis studita kiel funkcio de la AM-pretigaj parametroj.Estis montrite, ke minimumigi porecon reduktante skanan rapidon aŭ pliigante laseran potencon povas plibonigi eluziĝoreziston15,16.Li et al.17 testis sekan glitan eluziĝon sub diversaj parametroj (ŝarĝo, ofteco kaj temperaturo) kaj montris, ke ĉambra temperaturo eluziĝo estas la ĉefa eluziĝo-mekanismo, dum pliigo de glita rapido kaj temperaturo antaŭenigas oksidadon.La rezulta oksida tavolo certigas la funkciadon de la lagro, frotado malpliiĝas kun pliiĝanta temperaturo, kaj la eluziĝoprocento pliiĝas ĉe pli altaj temperaturoj.En aliaj studoj, la aldono de TiC18, TiB219, kaj SiC20-partikloj al L-PBF traktita 316L-matrico plibonigis eluziĝoreziston formante densan laboron hardita frikciotavolo kun pliiĝo en la volumenofrakcio de malmolaj partikloj.Protekta oksidtavolo ankaŭ estis observita en L-PBF12 traktita PH-ŝtalo kaj SS11 dupleksa ŝtalo, indikante ke limigi retenitan aŭsteniton per post-varma traktado12 povas plibonigi eluziĝoreziston.Kiel resumite ĉi tie, la literaturo ĉefe koncentriĝas pri la tribologia agado de la 316L SS-serio, dum ekzistas malmulte da datumoj pri la tribologia agado de serio de martensitaj aldonaĵoj neoksideblaj ŝtaloj kun multe pli alta karbonenhavo.
Electron Beam Melting (EBM) estas tekniko simila al L-PBF kapabla je formado de mikrostrukturoj kun obstinaj karbidoj kiel ekzemple altaj vanadio kaj kromaj karbidoj pro ĝia kapablo atingi pli altajn temperaturojn kaj skanajn indicojn 21, 22. Ekzistanta literaturo pri EBM-pretigo de neoksidebla. ŝtalo estas ĉefe koncentrita al determini la optimumajn ELM-pretigajn parametrojn por akiri mikrostrukturon sen fendoj kaj poroj kaj plibonigi mekanikajn ecojn23, 24, 25, 26, dum laboro pri la tribologiaj propraĵoj de EBM traktita neoksidebla ŝtalo.Ĝis nun, la eluziĝomeĥanismo de altkarbona martensita neoksidebla ŝtalo traktita kun ELR estis studita sub limigitaj kondiĉoj, kaj severa plasta deformado estis raportita okazi sub abrasivo (sablotesto), seka, kaj kot-eroziaj kondiĉoj27.
Ĉi tiu studo esploris la eluziĝoreziston kaj frikciajn trajtojn de alta karbona martensita rustorezista ŝtalo traktita kun ELR sub sekaj glitkondiĉoj priskribitaj malsupre.Unue, mikrostrukturaj ecoj estis karakterizitaj uzante skanan elektronmikroskopion (SEM), energidisvastigan Rentgenfotan spektroskopion (EDX), Rentgenfotan difrakton kaj bildanalizon.La datenoj akiritaj per tiuj metodoj tiam estas utiligitaj kiel la bazo por observaĵoj de tribologia konduto tra sekaj reciprokaj testoj sub diversaj ŝarĝoj, kaj finfine la eluzita surfacmorfologio estas ekzamenita uzante SEM-EDX kaj laserprofilometrojn.La eluziĝofteco estis kvantigita kaj komparita kun simile traktitaj martensitaj ilŝtaloj.Ĉi tio estis farita por krei bazon por kompari ĉi tiun SS-sistemon kun pli ofte uzataj eluzaĵsistemoj kun la sama speco de traktado.Finfine, trans-sekca mapo de la eluzpado estas montrita uzante malmolecan mapan algoritmon kiu rivelas la plastan deformadon kiu okazas dum kontakto.Oni devas rimarki, ke la tribologiaj provoj por ĉi tiu studo estis faritaj por pli bone kompreni la tribologiajn ecojn de ĉi tiu nova materialo, kaj ne por simuli specifan aplikon.Ĉi tiu studo kontribuas al pli bona kompreno de la tribologiaj trajtoj de nova aldone produktita martensita neoksidebla ŝtalo por eluziĝo-aplikoj kiuj postulas operacion en severaj medioj.
Provaĵoj de alta karbona martensita neoksidebla ŝtalo (HCMSS) traktita kun ELR sub la markonomo Vibenite® 350 estis evoluigitaj kaj liveritaj de VBN Components AB, Svedio.La nominala kemia komponado de la specimeno: 1.9 C, 20.0 Cr, 1.0 Mo, 4.0 V, 73.1 Fe (peso%).Unue, sekaj glitaj specimenoj (40 mm × 20 mm × 5 mm) estis faritaj el la akiritaj rektangulaj specimenoj (42 mm × 22 mm × 7 mm) sen ia post-termika traktado uzante elektran malŝarĝan maŝinadon (EDM).Tiam la specimenoj estis sinsekve muelitaj per SiC sabla papero kun grajna grandeco de 240 ĝis 2400 R por akiri surfacan malglatecon (Ra) de proksimume 0,15 μm.Krome, specimenoj de EBM-traktita alta-karbona martensita iloŝtalo (HCMTS) kun nominala kemia kunmetaĵo de 1.5 C, 4.0 Cr, 2.5 Mo, 2.5 W, 4.0 V, 85.5 Fe (poz. .%) (komerce konata kiel Vibenite® 150) Ankaŭ preparita en la sama maniero.HCMTS enhavas 8% karbidojn laŭ volumeno kaj estas nur uzita por kompari HCMSS-eluziĝoprocentdatenojn.
Mikrostruktura karakterizado de HCMSS estis farita per SEM (FEI Quanta 250, Usono) ekipita per energidisvastiga Rentgenfota (EDX) XMax80-detektilo de Oxford Instruments.Tri hazardaj fotomikrofotaĵoj enhavantaj 3500 µm2 estis prenitaj en reĝimo de retrodisvastaj elektronoj (BSE) kaj tiam analizitaj per bildanalizo (ImageJ®)28 por determini arean frakcion (t.e. volumenfrakcion), grandecon kaj formon.Pro la observita karakteriza morfologio, la areofrakcio estis prenita egala al la volumenofrakcio.Krome, la formofaktoro de karbidoj estas kalkulita uzante la formfaktorekvacion (Shfa):
Ĉi tie Ai estas la areo de la karbido (µm2) kaj Pi estas la perimetro de la karbido (µm)29.Por identigi la fazojn, pulvora Rentgenfota difrakto (XRD) estis farita uzante Rentgenfotan difraktometron (Bruker D8 Discover kun LynxEye 1D striodetektilo) kun Co-Kα radiado (λ = 1.79026 Å).Skanu la specimenon super la 2θ gamo de 35° ĝis 130° kun paŝograndeco de 0.02° kaj paŝotempo de 2 sekundoj.La XRD-datumoj estis analizitaj uzante la Diffract.EVA-programaron, kiu ĝisdatigis la kristalografan datumbazon en 2021. Krome, Vickers-malmoleco-testilo (Struers Durascan 80, Aŭstrio) estis uzata por determini la mikromalmolecon.Laŭ la ASTM E384-17 30 normo, 30 presaĵoj estis faritaj sur metalografie pretaj provaĵoj en 0.35 mm pliigoj dum 10 s je 5 kgf.La aŭtoroj antaŭe karakterizis la mikrostrukturajn trajtojn de HCMTS31.
Tribometro de pilka plato (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, Usono) estis uzata por fari sekajn reciprokan eluziĝotestojn, kies agordo estas detala aliloke31.La testaj parametroj estas jenaj: laŭ normo 32 ASTM G133-05, ŝarĝo 3 N, frekvenco 1 Hz, streko 3 mm, daŭro 1 horo.Aluminiooksidpilkoj (Al2O3, precizecklaso 28/ISO 3290) kun diametro de 10 mm kun makromalmoleco de proksimume 1500 HV kaj surfaca malglateco (Ra) de proksimume 0.05 µm, disponigitaj fare de Redhill Precision, Ĉeĥio, estis utiligitaj kiel kontraŭpeziloj. .Ekvilibro estis elektita por malhelpi la efikojn de oksigenado kiu povas okazi pro ekvilibro kaj por pli bone kompreni la eluzaĵmekanismojn de specimenoj sub severaj eluziĝokondiĉoj.Oni devas rimarki, ke la testaj parametroj estas la samaj kiel en Ref.8 por kompari datumojn pri eluziĝo kun ekzistantaj studoj.Krome, serio de reciprokaj provoj kun ŝarĝo de 10 N estis efektivigita por kontroli la tribologian agadon ĉe pli altaj ŝarĝoj, dum aliaj testaj parametroj restis konstantaj.Komencaj kontaktopremoj laŭ Hertz estas 7.7 MPa kaj 11.5 MPa ĉe 3 N kaj 10 N, respektive.Dum la eluziĝotesto, la frikcioforto estis registrita kun frekvenco de 45 Hz kaj la averaĝa frikciokoeficiento (CoF) estis kalkulita.Por ĉiu ŝarĝo, tri mezuradoj estis faritaj sub ĉirkaŭaj kondiĉoj.
La eluziĝotrajektorio estis ekzamenita uzante la SEM priskribitan supre, kaj la EMF-analizo estis farita per Aztec Acquisition-eluza surfaca analiza programaro.La eluzita surfaco de la parigita kubo estis ekzamenita uzante optikan mikroskopon (Keyence VHX-5000, Japanio).Ne-kontakta laserprofililo (NanoFocus µScan, Germanio) skanis la eluziĝomarkon kun vertikala rezolucio de ±0.1 µm laŭ la z-akso kaj 5 µm laŭ la x kaj y-aksoj.La eluza cikatra surfacprofila mapo estis kreita en Matlab® uzante x, y, z koordinatojn akiritajn de la profilmezuradoj.Pluraj vertikalaj eluziĝopadoprofiloj ĉerpitaj de la surfacprofila mapo estas utiligitaj por kalkuli la eluzaĵvolumenperdon sur la eluziĝopado.La voluma perdo estis kalkulita kiel la produkto de la averaĝa sekca areo de la dratprofilo kaj la longo de la eluziĝotrako, kaj pliaj detaloj de ĉi tiu metodo estis antaŭe priskribitaj de la aŭtoroj33.De ĉi tie, la specifa eluziĝofteco (k) estas akirita de la sekva formulo:
Ĉi tie V estas la volumperdo pro eluziĝo (mm3), W estas la aplikata ŝarĝo (N), L estas la glita distanco (mm), kaj k estas la specifa eluziĝofteco (mm3/Nm)34.Frikciodatenoj kaj surfacprofilaj mapoj por HCMTS estas inkluditaj en suplementa materialo (Suplementa Figuro S1 kaj Figuro S2) por kompari HCMSS-eluziĝoprocentojn.
En ĉi tiu studo, trans-sekca malmolecomapo de la eluziĝovojo estis utiligita por montri la plastan deformadkonduton (t.e. labormalmoliĝo pro kontaktopremo) de la eluziĝozono.La poluritaj specimenoj estis tranĉitaj per aluminia oksida tranĉrado sur tranĉmaŝino (Struers Accutom-5, Aŭstrio) kaj poluritaj per SiC sablaj gradoj de 240 ĝis 4000 P laŭ la dikeco de la specimenoj.Mikromalmoleco-mezurado je 0,5 kgf 10 s kaj 0,1 mm distanco laŭ ASTM E348-17.La presaĵoj estis metitaj sur rektangulan kradon de 1.26 × 0.3 mm2 proksimume 60 µm sub la surfaco (Figuro 1) kaj tiam malmoleca mapo estis farita per kutima Matlab®-kodo priskribita aliloke35.Krome, la mikrostrukturo de la sekco de la eluziĝozono estis ekzamenita uzante SEM.
Skemo de la eluziĝomarko montranta la lokon de la sekco (a) kaj optikan mikrografion de la malmolecmapo montranta la markon identigitan en la sekco (b).
La mikrostrukturo de HCMSS traktita kun ELP konsistas el homogena karbidreto ĉirkaŭita de matrico (Fig. 2a, b).EDX-analizo montris, ke la grizaj kaj malhelaj karbidoj estis kromaj kaj vanadio-riĉaj karbidoj, respektive (Tablo 1).Kalkulite de bildanalizo, la volumenofrakcio de karbidoj estas taksita esti ~22.5% (~18.2% altaj kromkarbidoj kaj ~4.3% altaj vanadiokarbidoj).La mezaj grajngrandecoj kun normaj devioj estas 0.64 ± 0.2 µm kaj 1.84 ± 0.4 µm por V kaj Cr-riĉaj karburoj, respektive (Fig. 2c, d).Altaj V-karbidoj tendencas esti pli rondaj kun formofaktoro (±SD) de proksimume 0.88±0.03 ĉar formafaktorvaloroj proksimaj al 1 respondas al rondaj karbidoj.Kontraste, altaj kromkarbidoj ne estas perfekte rondaj, kun formofaktoro de ĉirkaŭ 0,56 ± 0,01, kiu povas esti pro aglomerado.Martensita (α, bcc) kaj retenita aŭstenita (γ', fcc) difraktopintoj estis detektitaj sur la HCMSS Rentgenfota ŝablono kiel montrite en Fig. 2e.Krome, la Rentgenfota ŝablono montras la ĉeeston de sekundaraj karbidoj.Altaj kromkarbidoj estis identigitaj kiel M3C2 kaj M23C6 tipkarbidoj.Laŭ la literaturaj datumoj, 36,37,38 difraktopintoj de VC-karbidoj estis registritaj ĉe ≈43° kaj 63°, sugestante ke la VC-pintoj estis maskitaj per la M23C6-pintoj de krom-riĉaj karbidoj (Fig. 2e).
Mikrostrukturo de altkarbona martensita rustorezista ŝtalo traktita kun EBL (a) ĉe malalta pligrandigo kaj (b) ĉe alta pligrandigo, montrante kromajn kaj vanadiajn riĉajn karbidojn kaj rustorezistaŝtalan matricon (elektrona retrodisvastigo-reĝimo).Bargrafeoj montrantaj la grajngrandecdistribuon de krom-riĉaj (c) kaj vanadi-riĉaj (d) karbidoj.La Rentgenfota padrono montras la ĉeeston de martensito, retenita aŭstenito kaj karbidoj en la mikrostrukturo (d).
La meza mikromalmoleco estas 625.7 + 7.5 HV5, montrante relative altan malmolecon kompare kun konvencie prilaborita martensita neoksidebla ŝtalo (450 HV)1 sen varmotraktado.La nanoindentaĵmalmoleco de altaj V-karbidoj kaj altaj Cr-karbidoj estas raportita esti inter 12 kaj 32.5 GPa39 kaj 13-22 GPa40, respektive.Tiel, la alta malmoleco de HCMSS traktita kun ELP ŝuldiĝas al la alta karbonenhavo, kiu antaŭenigas la formadon de karbidreto.Tiel, HSMSS traktita kun ELP montras bonajn mikrostrukturajn karakterizaĵojn kaj malmolecon sen iu kroma post-termika traktado.
Kurboj de la averaĝa koeficiento de frotado (CoF) por specimenoj je 3 N kaj 10 N estas prezentitaj en Figuro 3, la gamo de minimumaj kaj maksimumaj frikciaj valoroj estas markita per diafana ombro.Ĉiu kurbo montras enfluan fazon kaj stabilan fazon.La enflua fazo finiĝas je 1.2 m kun CoF (± SD) de 0.41 ± 0.24.3 N kaj je 3.7 m kun CoF de 0.71 ± 0.16.10 N, antaŭ enirado de la faza stabila stato kiam frikcio ĉesas.ne ŝanĝiĝas rapide.Pro la malgranda kontakta areo kaj la malglata komenca plasta deformado, la frota forto rapide pliiĝis dum la enkonduka etapo je 3 N kaj 10 N, kie pli alta frota forto kaj pli longa glita distanco okazis je 10 N, kio eble ŝuldiĝas. al la fakto ke Kompare kun 3 N, surfaca damaĝo estas pli alta.Por 3 N kaj 10 N, la CoF-valoroj en la senmova fazo estas 0,78 ± 0,05 kaj 0,67 ± 0,01 respektive.CoF estas praktike stabila je 10 N kaj pliiĝas iom post iom je 3 N. En la limigita literaturo, la CoF de L-PBF traktita neoksidebla ŝtalo kompare kun ceramikaj reagkorpoj ĉe malaltaj aplikataj ŝarĝoj varias de 0,5 ĝis 0,728, 20, 42, kio estas en bona interkonsento kun mezuritaj CoF-valoroj en ĉi tiu studo.La malkresko en CoF kun kreskanta ŝarĝo en stabila stato (proksimume 14.1%) povas esti atribuita al surfaca degenero okazanta ĉe la interfaco inter la eluzita surfaco kaj la ekvivalento, kiu estos plue diskutita en la sekva sekcio tra la analizo de la surfaco de la. eluzitaj specimenoj.
Frikciokoeficientoj de VSMSS-specimenoj traktitaj kun ELP sur glitvojoj ĉe 3 N kaj 10 N, senmova fazo estas markita por ĉiu kurbo.
La specifaj eluziĝoprocentoj de HKMS (625.7 HV) estas taksitaj je 6.56 ± 0.33 × 10-6 mm3/Nm kaj 9.66 ± 0.37 × 10-6 mm3/Nm ĉe 3 N kaj 10 N, respektive (Fig. 4).Tiel, la eluziĝoprocento pliiĝas kun kreskanta ŝarĝo, kio kongruas kun ekzistantaj studoj pri aŭstenito traktita kun L-PBF kaj PH SS17,43.Sub la samaj tribologiaj kondiĉoj, la eluziĝoprocento je 3 N estas ĉirkaŭ unu kvinono tiu por aŭstenita rustorezista ŝtalo traktita kun L-PBF (k = 3.50 ± 0.3 × 10-5 mm3/Nm, 229 HV), kiel en la antaŭa kazo. .8. Krome, la eluziĝo de HCMSS ĉe 3 N estis signife pli malalta ol konvencie maŝinprilaboritaj aŭstenitaj neoksideblaj ŝtaloj kaj, precipe, pli alta ol tre izotropaj premitaj (k = 4.20 ± 0.3 × 10-5 mm3)./Nm, 176 HV) kaj gisita (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) maŝinprilaborita aŭstenita neoksidebla ŝtalo, 8, respektive.Kompare al tiuj studoj en la literaturo, la plibonigita eluziĝorezisto de HCMSS ricevas al la alta karbonenhavo kaj la formita karbidreto rezultiganta pli altan malmolecon ol aldone maŝinprilaboritaj aŭstenitaj neoksideblaj ŝtaloj konvencie maŝinprilaboritaj.Por plue studi la eluziĝoprocenton de HCMSS-specimenoj, simile maŝinprilaborita alta karbona martensita iloŝtalo (HCMTS) specimeno (kun malmoleco de 790 HV) estis testita sub similaj kondiĉoj (3 N kaj 10 N) por komparo;Suplementa materialo estas la HCMTS Surfaca Profila Mapo (Suplementa Figuro S2).La eluziĝofteco de HCMSS (k = 6.56 ± 0.34 × 10-6 mm3/Nm) estas preskaŭ la sama kiel tiu de HCMTS je 3 N (k = 6.65 ± 0.68 × 10-6 mm3/Nm), kiu indikas bonegan eluziĝoreziston. .Ĉi tiuj karakterizaĵoj estas plejparte atribuitaj al la mikrostrukturaj trajtoj de HCMSS (t.e. alta karbidenhavo, grandeco, formo kaj distribuado de karbidpartikloj en la matrico, kiel priskribite en Sekcio 3.1).Kiel antaŭe raportite31,44, la karbura enhavo influas la larĝon kaj profundon de la eluziĝo-cikatro kaj la mekanismon de mikro-abrasiva eluziĝo.Tamen, la karbidenhavo estas nesufiĉa por protekti la ĵetkubon je 10 N, rezultigante pliigitan eluziĝon.En la sekva sekcio, eluziĝosurfacmorfologio kaj topografio kutimas klarigi la subestajn eluziĝon kaj deformadmekanismojn kiuj influas la eluziĝoprocenton de HCMSS.Je 10 N, la eluziĝofteco de VCMSS (k = 9.66 ± 0.37 × 10-6 mm3/Nm) estas pli alta ol tiu de VKMTS (k = 5.45 ± 0.69 × 10-6 mm3/Nm).Male, ĉi tiuj eluziĝoprocentoj estas ankoraŭ sufiĉe altaj: sub similaj testkondiĉoj, la eluziĝoprocento de tegaĵoj bazitaj sur kromo kaj stellito estas pli malalta ol tiu de HCMSS45,46.Finfine, pro la alta malmoleco de la alumino (1500 HV), la sekspariĝa eluziĝofteco estis nekonsiderinda kaj signoj de materiala translokigo de la specimeno ĝis la aluminiaj pilkoj estis trovitaj.
Specifa eluziĝo en ELR-maŝinado de alta karbona martensita neoksidebla ŝtalo (HMCSS), ELR-maŝinado de alta karbona martensita ila ŝtalo (HCMTS) kaj L-PBF, gisado kaj alta izotropa premado (HIP) maŝinado de aŭstenita neoksidebla ŝtalo (316LSS) ĉe diversaj aplikoj rapidoj estas ŝarĝitaj.La disvastigo montras la norman devion de la mezuradoj.Datenoj pri aŭstenitaj neoksideblaj ŝtaloj estas prenitaj de 8.
Dum durfacings kiel ekzemple kromio kaj stellito povas disponigi pli bonan eluziĝoreziston ol aldone maŝinprilaboritaj alojsistemoj, aldonaĵmaŝinado povas (1) plibonigi mikrostrukturon, precipe por materialoj kun vasta gamo de densecoj.operacioj sur la fina parto;kaj (3) kreado de novaj surfactopologioj kiel ekzemple integraj fluiddinamikaj lagroj.Krome, AM ofertas geometrian dezajnoflekseblecon.Ĉi tiu studo estas precipe nova kaj grava ĉar estas kritike pliklarigi la eluziĝokarakterizaĵojn de tiuj lastatempe evoluintaj metalaj alojoj kun EBM, por kiu la nuna literaturo estas tre limigita.
La morfologio de la eluzita surfaco kaj la morfologio de la eluzitaj specimenoj je 3 N estas montritaj en fig.5, kie la ĉefa eluziĝomekanismo estas abrazio sekvita de oksigenado.Unue, la ŝtala substrato estas plastike misformita kaj tiam forigita por formi sulkojn 1 ĝis 3 µm profundajn, kiel montrite en la surfaca profilo (Fig. 5a).Pro la frikcia varmo generita per kontinua glitado, la forigita materialo restas ĉe la interfaco de la tribologia sistemo, formante tribologian tavolon konsistantan el malgrandaj insuloj de alta feroksido ĉirkaŭanta altajn kromajn kaj vanadiajn karbidojn (Figuro 5b kaj Tabelo 2).), kiel ankaŭ estis raportita por aŭstenita rustorezista ŝtalo traktita kun L-PBF15,17.Sur fig.5c montras intensan oksigenadon okazantan en la centro de la eluza cikatro.Tiel, la formado de la frota tavolo estas faciligita per la detruo de la frota tavolo (t.e., la oksidtavolo) (Fig. 5f) aŭ la forigo de materialo okazas en malfortaj lokoj ene de la mikrostrukturo, tiel akcelante la forigon de materialo.En ambaŭ kazoj, la detruo de la frota tavolo kondukas al la formado de eluziĝoproduktoj ĉe la interfaco, kio povas esti la kialo de la tendenco por pliiĝo de CoF en la stabila stato 3N (Fig. 3).Krome, estas signoj de triparta eluziĝo kaŭzita de oksidoj kaj malfiksaj eluziĝopartikloj sur la eluziĝotrako, kio finfine kondukas al formado de mikro-gratoj sur la substrato (Fig. 5b, e)9,12,47.
Surfacprofilo (a) kaj fotomikrofotaĵoj (b-f) de la eluziĝosurfacmorfologio de alt-karbona martensita rustorezista ŝtalo traktita kun ELP ĉe 3 N, sekco de la eluziĝomarko en BSE-reĝimo (d) kaj optika mikroskopio de la eluziĝo. surfaco ĉe 3 N (g) aluminaj sferoj.
Glitaj bandoj formiĝis sur la ŝtala substrato, indikante plastan deformadon pro eluziĝo (Fig. 5e).Similaj rezultoj ankaŭ estis akiritaj en studo de la eluziĝokonduto de SS47 aŭstenita ŝtalo traktita kun L-PBF.La reorientiĝo de vanadio-riĉaj karburoj ankaŭ indikas plastan deformadon de la ŝtala matrico dum glitado (Fig. 5e).Mikrografioj de la sekco de la eluziĝomarko montras la ĉeeston de malgrandaj rondaj fosaĵoj ĉirkaŭitaj de mikrofendoj (Fig. 5d), kiuj povas ŝuldiĝi al troa plasta deformado proksime de la surfaco.La materiala translokigo al la aluminiaj oksidsferoj estis limigita, dum la sferoj restis sendifektaj (Fig. 5g).
La larĝo kaj profundo de eluziĝo de la specimenoj pliiĝis kun kreskanta ŝarĝo (je 10 N), kiel montrite en la surfaca topografia mapo (Fig. 6a).Abrasio kaj oksigenado daŭre estas la dominaj eluziĝomekanismoj, kaj pliiĝo en la nombro da mikro-gratoj sur la eluziĝotrako indikas ke triparta eluziĝo ankaŭ okazas ĉe 10 N (Fig. 6b).EDX-analizo montris la formadon de fer-riĉaj oksidinsuloj.La Al-pintoj en la spektroj konfirmis, ke la translokigo de la substanco de la kontraŭpartio al la specimeno okazis ĉe 10 N (Fig. 6c kaj Tabelo 3), dum ĝi ne estis observita ĉe 3 N (Tablo 2).Trikorpa eluziĝo estas kaŭzita de eluziĝo-partikloj de oksidaj insuloj kaj analogaĵoj, kie detala EDX-analizo malkaŝis materialan transdonon de analogoj (Suplementa Figuro S3 kaj Tabelo S1).La disvolviĝo de oksidaj insuloj estas asociita kun profundaj kavoj, kiuj ankaŭ estas observitaj en 3N (Fig. 5).Fendiĝado kaj fragmentiĝo de karboj okazas ĉefe en karboj riĉaj je 10 N Cr (Fig. 6e, f).Krome, altaj V-karbidoj skuiĝas kaj eluzas la ĉirkaŭan matricon, kiu siavice kaŭzas tripartan eluziĝon.Fosaĵo simila laŭ grandeco kaj formo al tiu de la alta V-karbido (elstarigita en ruĝa cirklo) ankaŭ aperis en la sekco de la trako (Fig. 6d) (vidu karbidgrandeco kaj forma analizo. 3.1), indikante ke la alta V. karbido V povas defali de la matrico je 10 N. La ronda formo de altaj V-karbidoj kontribuas al la tira efiko, dum aglomeritaj altaj Cr-karbidoj estas inklinaj al krakado (Fig. 6e, f).Ĉi tiu malsukcesa konduto indikas, ke la matrico superis sian kapablon elteni plastan deformadon kaj ke la mikrostrukturo ne provizas sufiĉan efikforton ĉe 10 N. Vertikala krakado sub la surfaco (Fig. 6d) indikas la intensecon de plasta deformado kiu okazas dum glitado.Ĉar la ŝarĝo pliiĝas, estas translokado de materialo de la eluzita trako al la alumina pilko (Fig. 6g), kiu povas esti stabila ĉe 10 N. La ĉefa kialo de la malkresko de CoF-valoroj (Fig. 3).
Surfacprofilo (a) kaj fotmikrofotoj (b–f) de eluzita surfactopografio (b–f) de altkarbona martensita rustorezista ŝtalo traktita kun EBA ĉe 10 N, eluziĝo traksekco en BSE-reĝimo (d) kaj optika mikroskopsurfaco de alumina sfero je 10 N (g).
Dum glita eluziĝo, la surfaco estas submetita al antikorp-induktitaj kunpremaj kaj tondaj streĉoj, rezultigante signifan plastan deformadon sub la eluzita surfaco34,48,49.Tial, labormalmoliĝo povas okazi sub la surfaco pro plasta deformado, influante la eluziĝon kaj deformajn mekanismojn, kiuj determinas la eluziĝon de materialo.Tial, trans-sekca malmoleca mapado (kiel detale en Sekcio 2.4) estis farita en ĉi tiu studo por determini la evoluon de plasta deforma zono (PDZ) sub la eluziĝovojo kiel funkcio de ŝarĝo.Ĉar, kiel menciite en la antaŭaj sekcioj, klaraj signoj de plasta deformado estis observitaj sub la eluziĝospuro (Fig. 5d, 6d), precipe ĉe 10 N.
Sur fig.Figuro 7 montras transsekcajn malmoleco-diagramojn de eluziĝomarkoj de HCMSS traktataj per ELP ĉe 3 N kaj 10 N. Indas noti, ke ĉi tiuj malmolecaj valoroj estis uzataj kiel indekso por taksi la efikon de labormalmoliĝo.La ŝanĝo en malmoleco sub la eluziĝomarko estas de 667 ĝis 672 HV ĉe 3 N (Fig. 7a), indikante ke la laborhardiĝo estas nekonsiderinda.Supozeble, pro la malalta rezolucio de la mikromalmoleca mapo (te la distanco inter la markoj), la aplikata malmoleca mezurmetodo ne povis detekti ŝanĝojn en malmoleco.Male, PDZ-zonoj kun malmolecaj valoroj de 677 ĝis 686 HV kun maksimuma profundo de 118 µm kaj longo de 488 µm estis observitaj ĉe 10 N (Fig. 7b), kiu korelacias kun la larĝo de la eluziĝotrako ( Fig. 6a)).Similaj datenoj pri PDZ-grandecvario kun ŝarĝo estis trovitaj en eluziĝostudo pri SS47 traktita kun L-PBF.La rezultoj montras, ke la ĉeesto de retenita aŭstenito influas la ductilecon de aldone fabrikitaj ŝtaloj 3, 12, 50, kaj retenata aŭstenito transformiĝas en martensiton dum plasta deformado (plasta efiko de faza transformo), kiu plifortigas la labormalmoliĝon de la ŝtalo.ŝtalo 51. Ĉar la VCMSS-provaĵo enhavis retenitan aŭsteniton laŭ la rentgenradia difraktopadrono diskutita antaŭe (Fig. 2e), oni sugestis, ke retenita aŭstenito en la mikrostrukturo povus transformi en martensiton dum kontakto, tiel pliigante la malmolecon de PDZ ( Fig. 7b).Krome, la formado de glitado okazanta sur la eluziĝotrako (Fig. 5e, 6f) ankaŭ indikas plastan deformadon kaŭzitan de dislokiĝoglito sub la ago de tonda streĉo ĉe glita kontakto.Tamen, la tonda streĉo induktita ĉe 3 N estis nesufiĉa por produkti altan dislokigan densecon aŭ la transformon de retenita aŭstenito al martensito observita per la uzita metodo, do labormalmoliĝo estis observita nur ĉe 10 N (Fig. 7b).
Trans-sekcaj malmolecdiagramoj de eluziĝospuroj de altkarbona martensita rustorezista ŝtalo submetita al elektra senŝargiĝmaŝinado je 3 N (a) kaj 10 N (b).
Ĉi tiu studo montras la eluziĝokonduton kaj mikrostrukturajn karakterizaĵojn de nova alta karbona martensita rustorezista ŝtalo traktita kun ELR.Sekaj eluziĝotestoj estis faritaj en glitado sub diversaj ŝarĝoj, kaj eluzitaj specimenoj estis ekzamenitaj per elektrona mikroskopio, lasera profilometro kaj malmolecaj mapoj de sekcoj de eluziĝospuroj.
Mikrostruktura analizo rivelis unuforman distribuadon de karbidoj kun alta enhavo de kromo (~18.2% karbidoj) kaj vanado (~4.3% karbidoj) en matrico de martensito kaj retenita aŭstenito kun relative alta mikromalmoleco.La dominaj eluzaĵmekanismoj estas eluziĝo kaj oksigenado ĉe malaltaj ŝarĝoj, dum trikorpa eluziĝo kaŭzita de streĉitaj alt-V-karbidoj kaj lozaj grenoksidoj ankaŭ kontribuas al eluziĝo ĉe kreskantaj ŝarĝoj.La eluziĝofteco estas pli bona ol L-PBF kaj konvenciaj maŝinprilaboritaj aŭstenitaj rustorezistaj ŝtaloj, kaj eĉ simila al tiu de EBM-maŝinitaj ilŝtaloj ĉe malaltaj ŝarĝoj.La CoF-valoro malpliiĝas kun kreskanta ŝarĝo pro la translokigo de materialo al la kontraŭa korpo.Uzante la trans-sekcan malmolecan mapan metodon, la plasta deforma zono estas montrita sub la eluziĝomarko.Ebla grenrafinado kaj faztransiroj en la matrico povas esti plue esploritaj uzante elektron-retrodisvastdifrakton por pli bone kompreni la efikojn de labormalmoliĝo.La malalta rezolucio de la mikromalmoleca mapo ne permesas bildigon de eluzaĵzonmalmoleco ĉe malaltaj aplikataj ŝarĝoj, tiel ke nanoindentaĵo povas disponigi pli altajn rezoluciajn malmolecŝanĝojn uzante la saman metodon.
Ĉi tiu studo prezentas unuafoje ampleksan analizon de la eluziĝorezisto kaj frikciaj trajtoj de nova alta karbona martensita neoksidebla ŝtalo traktita kun ELR.Konsiderante la geometrian dezajnoliberecon de AM kaj la eblecon redukti maŝinajn paŝojn kun AM, ĉi tiu esplorado povus malfermi la vojon por la produktado de ĉi tiu nova materialo kaj ĝia uzo en eluziĝo-rilataj aparatoj de ŝaftoj ĝis plastaj injektaj muldiloj kun komplika malvarmiga kanalo.
Bhat, BN Aerospace Materials kaj Aplikoj, vol.255 (Amerika Socio de Aeronaŭtiko kaj Astronaŭtiko, 2018).
Bajaj, P. et al.Ŝtalo en aldonaĵa fabrikado: revizio de ĝia mikrostrukturo kaj propraĵoj.studuniversitato.la scienco.projekto.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. kaj Passeggio, F. Damaĝo al la eluziĝosurfaco de EN 3358 neoksideblaj aerspacaj komponentoj dum glitado.Frateco.Red.Integra Strut.23, 127-135 (2012).
Debroy, T. et al.Aldona Fabrikado de Metalaj Komponentoj - Procezo, Strukturo kaj Agado.programado.studuniversitato.la scienco.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. kaj Emmelmann S. Produktado de metalaj aldonaĵoj.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM Internacia.Norma terminologio por aldona fabrikado-teknologio.Rapida produktado.Asistanto profesoro.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Mekanikaj kaj tribologiaj propraĵoj de 316L neoksidebla ŝtalo - komparo de elekta lasera fandado, varma premado kaj konvencia fandado.Aldonu al.fabrikanto.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., kaj Pham, MS Microstructure Kontribuo al Additively Fabricated 316L Stainless Steel Dry Gliding Wear Mechanisms and Anisotropy.studuniversitato.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. kaj Tatlock GJ Mekanika respondo kaj mekanismoj de deformado de ŝtalstrukturoj malmoligitaj kun feroksida disperso akirita per selektema laserfandado.revuo.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI kaj Akhtar, F. Higher orda mekanika forto post varmotraktado de SLM 2507 ĉe ĉambraj kaj altaj temperaturoj, helpate de malmola/duktila sigma precipitaĵo.Metalo (Bazelo).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., kaj Li, S. Microstructure, post-varma reago, kaj tribologiaj trajtoj de 3D-presita 17-4 PH neoksidebla ŝtalo.Portante 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., kaj Zhang, L. Densification-konduto, mikrostrukturevoluo, kaj mekanikaj trajtoj de TiC/AISI420 rustorezistaŝtalaj kunmetaĵoj fabrikitaj per selektema laserfandado.studuniversitato.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabrikado kaj karakterizado de AISI 420 neoksidebla ŝtalo uzante selekteman laseran fandadon.studuniversitato.fabrikanto.procezo.30, 1283-1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. kaj Alrbey K. Sliding-eluziĝo-karakterizaĵoj kaj koroda konduto de selektema lasera fandado de 316L neoksidebla ŝtalo.J. Alma mater.projekto.ekzekuti.23, 518-526 (2013).
Shibata, K. et al.Frikcio kaj eluziĝo de pulvorlito neoksidebla ŝtalo sub oleo-lubrikado [J].Tribiol.interna 104, 183–190 (2016).