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Il piatto medio spesso dell'acciaio inossidabile ASTM A240 304 316 può essere tagliato e personalizzato prezzo di fabbrica della Cina

Grado di materiale: 201/304/304l/316/316l/321/309S/310S/410/420/430/430/904l/2205/2507




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L'acciaio contiene anche varie quantità di altri elementi come carbonio, silicio e manganese.Altri elementi possono essere aggiunti per aumentare la resistenza alla corrosione (nichel) e la formabilità (molibdeno).

La microstruttura è composta da fasi martensite e austenite residua, carburi di Cr ad alto contenuto di V inferiore al micron e ad alto contenuto di micron sono distribuiti uniformemente e la durezza è relativamente elevata.Il CoF diminuisce di circa il 14,1% con l'aumento del carico a regime a causa del trasferimento di materiale dalla pista usurata al corpo avversario.Rispetto agli acciai per utensili martensitici trattati allo stesso modo, il tasso di usura dell'HCMSS è quasi lo stesso a bassi carichi applicati.Il meccanismo di usura dominante è la rimozione della matrice di acciaio mediante abrasione seguita dall'ossidazione della traccia di usura, mentre l'usura abrasiva tricomponente si verifica con l'aumento del carico.Aree di deformazione plastica sotto la cicatrice da usura identificate dalla mappatura della durezza in sezione trasversale.Fenomeni specifici che si verificano con l'aumento delle condizioni di usura sono descritti come rottura del carburo, lacerazione del carburo di vanadio elevato e rottura dello stampo.Questa ricerca fa luce sulle caratteristiche di usura della produzione additiva HCMSS, che potrebbe aprire la strada alla produzione di componenti EBM per applicazioni antiusura che vanno dagli alberi agli stampi a iniezione di plastica.
L'acciaio inossidabile (SS) è una famiglia versatile di acciai ampiamente utilizzata nei settori aerospaziale, automobilistico, alimentare e in molte altre applicazioni grazie alla loro elevata resistenza alla corrosione e alle adeguate proprietà meccaniche1,2,3.La loro elevata resistenza alla corrosione è dovuta all'elevato contenuto di cromo (oltre l'11,5% in peso) nell'HC, che contribuisce alla formazione di una pellicola di ossido ad alto contenuto di cromo sulla superficie1.Tuttavia, la maggior parte dei gradi di acciaio inossidabile hanno un basso contenuto di carbonio e pertanto presentano durezza e resistenza all'usura limitate, con conseguente riduzione della durata utile dei dispositivi legati all'usura, come i componenti di atterraggio aerospaziali4.Solitamente hanno una bassa durezza (tra 180 e 450 HV), solo alcuni acciai inossidabili martensitici trattati termicamente hanno un'elevata durezza (fino a 700 HV) e un alto contenuto di carbonio (fino all'1,2% in peso), che può contribuire alla Formazione di martensite.1. In breve, un elevato contenuto di carbonio abbassa la temperatura di trasformazione martensitica, consentendo la formazione di una microstruttura completamente martensitica e l'acquisizione di una microstruttura resistente all'usura ad elevate velocità di raffreddamento.Fasi dure (ad esempio carburi) possono essere aggiunte alla matrice di acciaio per migliorare ulteriormente la resistenza all'usura dello stampo.
L’introduzione della produzione additiva (AM) può produrre nuovi materiali con la composizione desiderata, caratteristiche microstrutturali e proprietà meccaniche superiori5,6.Ad esempio, la fusione a letto di polvere (PBF), uno dei processi di saldatura additiva più commercializzati, prevede la deposizione di polveri pre-legate per formare parti dalla forma precisa mediante fusione delle polveri utilizzando fonti di calore come laser o fasci di elettroni7.Diversi studi hanno dimostrato che le parti in acciaio inossidabile lavorate con lavorazione additiva possono avere prestazioni migliori delle parti realizzate in modo tradizionale.Ad esempio, è stato dimostrato che gli acciai inossidabili austenitici sottoposti a trattamento additivo hanno proprietà meccaniche superiori grazie alla loro microstruttura più fine (cioè relazioni Hall-Petch)3,8,9.Il trattamento termico dell'acciaio inossidabile ferritico trattato con AM produce precipitati aggiuntivi che forniscono proprietà meccaniche simili alle loro controparti convenzionali3,10.Acciaio inossidabile bifase adottato con elevata resistenza e durezza, lavorato mediante lavorazione additiva, dove le proprietà meccaniche migliorate sono dovute alle fasi intermetalliche ricche di cromo nella microstruttura11.Inoltre, è possibile ottenere proprietà meccaniche migliorate degli acciai inossidabili martensitici e PH temprati additivi controllando l'austenite trattenuta nella microstruttura e ottimizzando i parametri di lavorazione e trattamento termico 3,12,13,14.
Ad oggi, le proprietà tribologiche degli acciai inossidabili austenitici AM hanno ricevuto più attenzione rispetto ad altri acciai inossidabili.È stato dimostrato che minimizzare la porosità riducendo la velocità di scansione o aumentando la potenza del laser può migliorare la resistenza all'usura15,16.Li et al.17 hanno testato l'usura da scorrimento a secco sotto vari parametri (carico, frequenza e temperatura) e hanno dimostrato che l'usura a temperatura ambiente è il principale meccanismo di usura, mentre l'aumento della velocità di scorrimento e della temperatura favorisce l'ossidazione.Lo strato di ossido risultante garantisce il funzionamento del cuscinetto, l'attrito diminuisce con l'aumentare della temperatura e il tasso di usura aumenta con temperature più elevate.In altri studi, l’aggiunta di particelle TiC18, TiB219 e SiC20 a una matrice 316L trattata con L-PBF ha migliorato la resistenza all’usura formando un denso strato di attrito incrudito con un aumento della frazione volumetrica di particelle dure.Uno strato protettivo di ossido è stato osservato anche nell'acciaio PH trattato con L-PBF12 e nell'acciaio duplex SS11, indicando che limitare l'austenite trattenuta mediante trattamento post-termico12 può migliorare la resistenza all'usura.Come riassunto qui, la letteratura si concentra principalmente sulle prestazioni tribologiche della serie 316L SS, mentre ci sono pochi dati sulle prestazioni tribologiche di una serie di acciai inossidabili martensitici prodotti additivamente con un contenuto di carbonio molto più elevato.
La fusione a fascio di elettroni (EBM) è una tecnica simile a L-PBF in grado di formare microstrutture con carburi refrattari come carburi ad alto contenuto di vanadio e cromo grazie alla sua capacità di raggiungere temperature e velocità di scansione più elevate 21, 22. Letteratura esistente sulla lavorazione EBM di acciaio inossidabile L'acciaio si concentra principalmente sulla determinazione dei parametri ottimali di lavorazione dell'ELM per ottenere una microstruttura senza crepe e pori e migliorare le proprietà meccaniche23, 24, 25, 26, mentre lavora sulle proprietà tribologiche dell'acciaio inossidabile trattato con EBM.Finora, il meccanismo di usura dell’acciaio inossidabile martensitico ad alto contenuto di carbonio trattato con ELR è stato studiato in condizioni limitate ed è stato segnalato che si verificano gravi deformazioni plastiche in condizioni abrasive (test della carta vetrata), asciutte e di erosione del fango27.
Questo studio ha studiato la resistenza all'usura e le proprietà di attrito dell'acciaio inossidabile martensitico ad alto contenuto di carbonio trattato con ELR nelle condizioni di scorrimento a secco descritte di seguito.Il tasso di usura è stato quantificato e confrontato con gli acciai per utensili martensitici trattati in modo simile.Ciò è stato fatto al fine di creare una base per confrontare questo sistema SS con sistemi di usura più comunemente usati con lo stesso tipo di trattamento.
La composizione chimica nominale del campione: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 mesi, 4,0 V, 73,1 Fe (peso%).HCMTS contiene l'8% di carburi in volume e viene utilizzato solo per confrontare i dati sul tasso di usura HCMSS.
La caratterizzazione microstrutturale dell'HCMSS è stata eseguita utilizzando un SEM (FEI Quanta 250, USA) dotato di un rilevatore XMax80 a raggi X a dispersione di energia (EDX) di Oxford Instruments.Tre fotomicrografie casuali contenenti 3500 µm2 sono state scattate in modalità elettroni retrodiffusi (BSE) e quindi analizzate utilizzando l'analisi delle immagini (ImageJ®)28 per determinare la frazione di area (ovvero la frazione di volume), le dimensioni e la forma.A causa della morfologia caratteristica osservata, la frazione di area è stata presa uguale alla frazione di volume.Inoltre, il fattore di forma dei carburi viene calcolato usando l'equazione del fattore di forma (SHFA):
Qui l'IA è l'area del carburo (µm2) e PI è il perimetro del carburo (µm) 29.Per identificare le fasi, è stata eseguita la diffrazione di raggi X su polvere (XRD) utilizzando un diffrattometro a raggi X (Bruker D8 Discover con un rilevatore a striscia LynxEye 1D) con radiazione Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Scansionare il campione sull'intervallo 2θ da 35 ° a 130 ° con una dimensione del passaggio di 0,02 ° e un tempo di passo di 2 secondi.I dati XRD sono stati analizzati utilizzando il software Diffract.EVA, che ha aggiornato il database cristallografico nel 2021. Inoltre, per determinare la microdurezza è stato utilizzato un durometro Vickers (Struers Durascan 80, Austria).Secondo lo standard ASTM E384-17 30, sono state realizzate 30 stampe su campioni preparati metallograficamente con incrementi di 0,35 mm per 10 s a 5 kgf.Gli autori hanno precedentemente caratterizzato le caratteristiche microstrutturali di HCMTS31.
I parametri di prova sono i seguenti: secondo lo standard 32 ASTM G133-05, carico 3 N, frequenza 1 Hz, corsa 3 mm, durata 1 ora.Aluminum oxide balls (Al2O3, accuracy class 28/ISO 3290) with a diameter of 10 mm with a macrohardness of about 1500 HV and a surface roughness (Ra) of about 0.05 µm, provided by Redhill Precision, Czech Republic, were used as counterweights .Il bilanciamento è stato scelto per prevenire gli effetti di ossidazione che possono verificarsi a causa del bilanciamento e per comprendere meglio i meccanismi di usura dei provini in condizioni di usura severe.Va notato che i parametri del test sono gli stessi del Rif.8 al fine di confrontare i dati sul tasso di usura con gli studi esistenti.Inoltre, è stata effettuata una serie di test alternativi con un carico di 10 N per verificare le prestazioni tribologiche a carichi più elevati, mentre gli altri parametri di prova sono rimasti costanti.Le pressioni di contatto iniziali secondo Hertz sono 7,7 MPa e 11,5 MPa a 3 N e 10 N, rispettivamente.Durante la prova di usura, la forza di attrito è stata registrata ad una frequenza di 45 Hz ed è stato calcolato il coefficiente di attrito medio (CoF).Per ciascun carico sono state effettuate tre misurazioni in condizioni ambientali.
La traiettoria dell'usura è stata esaminata utilizzando il SEM sopra descritto e l'analisi EMF è stata eseguita utilizzando il software di analisi della superficie di usura Aztec Acquisition.La superficie usurata del cubo accoppiato è stata esaminata usando un microscopio ottico (Keyence VHX-5000, Giappone).Un profilatore laser senza contatto (NanoFocus µScan, Germania) ha scansionato il segno di usura con una risoluzione verticale di ±0,1 µm lungo l'asse z e di 5 µm lungo gli assi xey.La mappa del profilo della superficie della cicatrice di usura è stata creata in MATLAB® utilizzando le coordinate X, Y, Z ottenute dalle misurazioni del profilo.Diversi profili del percorso di usura verticali estratti dalla mappa del profilo della superficie vengono utilizzati per calcolare la perdita del volume dell'usura sul percorso di usura.Da qui, il tasso di usura specifico (K) è ottenuto dalla seguente formula:
Qui V è la perdita di volume dovuta all'usura (mm3), W è il carico applicato (N), L è la distanza di scorrimento (mm) e k è il tasso di usura specifico (mm3/Nm)34.I dati di attrito e le mappe del profilo di superficie per HCMTS sono inclusi nel materiale supplementare (Figura supplementare S1 e Figura S2) per confrontare i tassi di usura dell'HCMSS.
In questo studio, è stata utilizzata una mappa della durezza in sezione trasversale del percorso di usura per dimostrare il comportamento di deformazione plastica (cioè l'incrudimento dovuto alla pressione di contatto) della zona di usura.I campioni lucidati sono stati tagliati con una ruota da taglio in ossido di alluminio su una macchina da taglio (Struers Accutom-5, Austria) e lucidati con carta vetrata SiC di grana da 240 a 4000 P lungo lo spessore dei campioni.Le stampe sono state posizionate su una griglia rettangolare di 1,26 × 0,3 mm2 a circa 60 µm sotto la superficie (Figura 1) e quindi è stata renderizzata una mappa di durezza utilizzando il codice Matlab® personalizzato descritto altrove35.

Calcolata dall'analisi delle immagini, la frazione volumetrica dei carburi è stimata pari a circa il 22,5% (~18,2% di carburi ad alto contenuto di cromo e ~4,3% di carburi ad alto contenuto di vanadio).Le dimensioni medie dei grani con deviazioni standard sono 0,64 ± 0,2 µm e 1,84 ± 0,4 µm per i carburi ricchi di V e Cr, rispettivamente (Fig. 2c, d).I carburi ad alto V tendono ad essere più rotondi con un fattore di forma (±SD) di circa 0,88±0,03 perché valori del fattore di forma vicini a 1 corrispondono a carburi rotondi.Al contrario, i carburi ad alto contenuto di cromo non sono perfettamente rotondi, con un fattore di forma di circa 0,56 ± 0,01, che potrebbe essere dovuto all'agglomerazione.I picchi di diffrazione della martensite (α, bcc) e dell'austenite trattenuta (γ', fcc) sono stati rilevati sul modello di raggi X HCMSS come mostrato in Fig. 2e.Inoltre, il diagramma a raggi X mostra la presenza di carburi secondari.I carburi ad alto contenuto di cromo sono stati identificati come carburi di tipo M3C2 e M23C6.Secondo i dati della letteratura,36,37,38 i picchi di diffrazione dei carburi VC sono stati registrati a ≈43° e 63°, suggerendo che i picchi VC erano mascherati dai picchi M23C6 dei carburi ricchi di cromo (Fig. 2e).
Grafici a barre che mostrano la distribuzione delle dimensioni del grano di carburi ricchi di cromo (C) e ricchi di vanadio (D).Il modello a raggi X mostra la presenza di martensite, mantenuta austenite e carburi nella microstruttura (D).
La microdurezza media è 625,7 + 7,5 HV5, mostrando una durezza relativamente elevata rispetto all'acciaio inossidabile martensitico lavorato convenzionalmente (450 HV)1 senza trattamento termico.La durezza della nanoindentazione dei carburi ad alto V e dei carburi ad alto contenuto di Cr è compresa rispettivamente tra 12 e 32,5 GPa39 e 13-22 GPa40.Pertanto, l'elevata durezza dell'HCMSS trattato con ELP è dovuta all'elevato contenuto di carbonio, che favorisce la formazione di una rete di carburi.Pertanto, gli HSMSS trattati con ELP mostrano buone caratteristiche microstrutturali e durezza senza alcun trattamento post-termico aggiuntivo.
Le curve del coefficiente di attrito medio (CoF) per campioni a 3 N e 10 N sono presentate nella Figura 3, l'intervallo dei valori di attrito minimo e massimo è contrassegnato da un'ombreggiatura traslucida.Ciascuna curva mostra una fase di rodaggio e una fase di stato stazionario.La fase di rodaggio termina a 1,2 m con un CoF (±SD) di 0,41 ± 0,24,3 N e a 3,7 m con un CoF di 0,71 ± 0,16,10 N, prima di entrare nello stato stazionario di fase quando l'attrito cessa.non cambia rapidamente.A causa della piccola area di contatto e della grossolana deformazione plastica iniziale, la forza di attrito è aumentata rapidamente durante la fase di rodaggio a 3 N e 10 N, mentre a 10 N si è verificata una forza di attrito maggiore e una distanza di scorrimento più lunga, il che potrebbe essere dovuto al fatto che rispetto a 3 N il danno superficiale è maggiore.Per 3 N e 10 N i valori di CoF in fase stazionaria sono rispettivamente 0,78 ± 0,05 e 0,67 ± 0,01.Il CoF è praticamente stabile a 10 N e aumenta gradualmente a 3 N. Nella letteratura limitata, il CoF dell'acciaio inossidabile trattato con L-PBF rispetto ai corpi di reazione ceramici a bassi carichi applicati varia da 0,5 a 0,728, 20, 42, che è in buon accordo con i valori CoF misurati in questo studio.La diminuzione del CoF all’aumentare del carico in regime stazionario (circa 14,1%) può essere attribuita al degrado superficiale che avviene all’interfaccia tra la superficie usurata e la controparte, che sarà ulteriormente discusso nella sezione successiva attraverso l’analisi della superficie del campioni usurati.
Coefficienti di attrito di provini VSMSS trattati con ELP su percorsi di scorrimento a 3 N e 10 N, per ciascuna curva è contrassegnata una fase stazionaria.
I tassi di usura specifici di HKMS (625,7 HV) sono stimati a 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm e 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm a 3 N e 10 N, rispettivamente (Fig. 4).Pertanto, il tasso di usura aumenta all’aumentare del carico, il che è in buon accordo con gli studi esistenti sull’austenite trattata con L-PBF e PH SS17,43.Nelle stesse condizioni tribologiche, il tasso di usura a 3 N è circa un quinto di quello dell'acciaio inossidabile austenitico trattato con L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), come nel caso precedente .8. Inoltre, il tasso di usura di HCMS a 3 N era significativamente inferiore rispetto agli acciai inossidabili austenitici austenitici convenzionalmente e, in particolare, superiore a quelli pressati altamente isotropici (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3).Rispetto a questi studi in letteratura, la migliore resistenza all'usura degli HCMS è attribuita all'alto contenuto di carbonio e alla rete di carburo formata con conseguente maggiore durezza rispetto agli acciai austenitici inossidabili a causa di additiva convenzionalmente lavorati.Per studiare ulteriormente il tasso di usura dei campioni HCMSS, un campione di acciaio per utensili martensitico ad alto tenore di carbonio (HCMTS) lavorato in modo simile (con una durezza di 790 HV) è stato testato in condizioni simili (3 N e 10 N) per confronto;Il tasso di usura di HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/nm) è quasi uguale a quello di HCMT a 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/nm), che indica un'eccellente resistenza all'usura .Queste caratteristiche sono principalmente attribuite alle caratteristiche microstrutturali di HCMSS (cioè contenuto, dimensione, forma e distribuzione in carburo ad alto contenuto di particelle in carburo nella matrice, come descritto nella Sezione 3.1).Nella sezione seguente, la morfologia e la topografia della superficie di usura vengono utilizzate per spiegare i meccanismi di usura e deformazione sottostanti che influenzano il tasso di usura degli HCMS.Al contrario, questi tassi di usura sono ancora piuttosto alti: in condizioni di prova simili, il tasso di usura dei rivestimenti basati su cromo e stellite è inferiore a quello di HCMSS45,46.Infine, a causa dell'elevata durezza dell'allumina (1500 HV), il tasso di usura dell'accoppiamento era trascurabile e sono stati trovati segni di trasferimento di materiale dal campione alle palline di alluminio.
Usura specifica nella lavorazione ELR di acciaio inossidabile martensitico ad alto tenore di carbonio (HMCSS), lavorazione ELR di acciaio per utensili martensitico ad alto tenore di carbonio (HCMTS) e L-PBF, fusione e lavorazione con pressatura isotropa elevata (HIP) di acciaio inossidabile austenitico (316LSS) in varie applicazioni le velocità sono caricate.
Mentre i rivestimenti duri come il cromo e la stellite possono fornire una migliore resistenza all’usura rispetto ai sistemi in lega lavorati con lavorazione additiva, la lavorazione additiva può (1) migliorare la microstruttura, soprattutto per i materiali con un’ampia varietà di densità.e (3) creazione di nuove topologie superficiali come cuscinetti fluidodinamici integrati.Inoltre, AM offre flessibilità di progettazione geometrica.Questo studio è particolarmente nuovo e importante in quanto è fondamentale chiarire le caratteristiche di usura di queste leghe metalliche di recente sviluppo con EBM, per le quali la letteratura attuale è molto limitata.
A causa del calore di attrito generato dallo scorrimento continuo, il materiale rimosso rimane all'interfaccia del sistema tribologico, formando uno strato tribologico costituito da piccole isole ad alto contenuto di ossido di ferro che circondano carburi ad alto contenuto di cromo e vanadio (Figura 5b e Tabella 2).Su Fig.5c mostra un'intensa ossidazione che si verifica al centro della cicatrice da usura.Pertanto, la formazione dello strato di attrito è facilitata dalla distruzione dello strato di attrito (cioè dello strato di ossido) (Fig. 5f) oppure la rimozione di materiale avviene in aree deboli all'interno della microstruttura, accelerando così la rimozione del materiale.In entrambi i casi, la distruzione dello strato di attrito porta alla formazione di prodotti di usura sull'interfaccia, che potrebbero essere la ragione della tendenza ad un aumento del CoF nello stato stazionario 3N (Fig. 3).Inoltre sulla pista di usura sono presenti segni di usura in tre parti causati da ossidi e particelle di usura sciolte, che alla fine portano alla formazione di micrograffi sul substrato (Fig. 5b, e)9,12,47.

Bande di scorrimento formate sul substrato di acciaio, che indicano la deformazione plastica dovuta all'usura (Fig. 5e).Risultati simili sono stati ottenuti anche in uno studio sul comportamento all’usura dell’acciaio austenitico SS47 trattato con L-PBF.Il riorientamento dei carburi ricchi di vanadio indica anche la deformazione plastica della matrice di acciaio durante lo scorrimento (Fig. 5e).Le micrografie della sezione trasversale del segno di usura mostrano la presenza di piccoli alveoli rotondi circondati da microfessure (Fig. 5d), che potrebbero essere dovute a un'eccessiva deformazione plastica in prossimità della superficie.Il trasferimento di materiale alle sfere di ossido di alluminio è stato limitato, mentre le sfere sono rimaste intatte (Fig. 5g).
Abrasione e ossidazione sono ancora i meccanismi di usura dominanti e un aumento del numero di micrograffi sulla pista di usura indica che l'usura in tre parti si verifica anche a 10 N (Fig. 6b).L'analisi EDX ha mostrato la formazione di isole di ossidi ricchi di ferro.I picchi di Al negli spettri hanno confermato che il trasferimento della sostanza dalla controparte al campione è avvenuto a 10 N (Fig. 6c e Tabella 3), mentre non è stato osservato a 3 N (Tabella 2).L'usura a tre corpi è causata da particelle di usura provenienti da isole di ossido e analoghi, dove l'analisi EDX dettagliata ha rivelato il riporto di materiale dagli analoghi (Figura supplementare S3 e Tabella S1).Lo sviluppo delle isole di ossido è associato a fosse profonde, osservate anche in 3N (Fig. 5).La fessurazione e la frammentazione dei carburi si verificano principalmente nei carburi ricchi di 10 N Cr (Fig. 6e, f).Inoltre, i carburi ad alto V si sfaldano e usurano la matrice circostante, che a sua volta provoca un'usura in tre parti.Un solco simile per dimensioni e forma a quello del carburo a V alto (evidenziato nel cerchio rosso) appariva anche nella sezione trasversale della pista (Fig. 6d) (vedi analisi delle dimensioni e della forma del carburo. 3.1), indicando che il carburo a V alto il carburo V può sfaldarsi dalla matrice a 10 N. La forma rotonda dei carburi ad alto V contribuisce all'effetto di trazione, mentre i carburi agglomerati ad alto contenuto di Cr sono soggetti a fessurazioni (Fig. 6e, f).Questo comportamento di cedimento indica che la matrice ha superato la sua capacità di resistere alla deformazione plastica e che la microstruttura non fornisce una resistenza all'urto sufficiente a 10 N. La fessurazione verticale sotto la superficie (Fig. 6d) indica l'intensità della deformazione plastica che si verifica durante lo scorrimento.All'aumentare del carico si verifica un trasferimento di materiale dalla pista usurata alla sfera di allumina (Fig. 6g), che può essere stazionario a 10 N. Il motivo principale della diminuzione dei valori CoF (Fig. 3).
Profilo superficiale (a) e microfotografie (b–f) della topografia della superficie usurata (b–f) di acciaio inossidabile martensitico ad alto tenore di carbonio trattato con EBA a 10 N, sezione trasversale della traccia di usura in modalità BSE (d) e superficie del microscopio ottico of alumina sphere at 10 N (g).
Durante l'usura da scorrimento, la superficie è soggetta a sollecitazioni di compressione e taglio indotte dagli anticorpi, con conseguente significativa deformazione plastica sotto la superficie usurata34,48,49.Pertanto, l’incrudimento può verificarsi sotto la superficie a causa della deformazione plastica, influenzando i meccanismi di usura e deformazione che determinano il comportamento all’usura di un materiale.Pertanto, in questo studio è stata eseguita la mappatura della durezza trasversale (come dettagliato nella Sezione 2.4) per determinare lo sviluppo di una zona di deformazione plastica (PDZ) sotto il percorso di usura in funzione del carico.Poiché, come accennato nelle sezioni precedenti, si sono osservati evidenti segni di deformazione plastica al di sotto della traccia di usura (Fig. 5d, 6d), soprattutto a 10 N.
Su Fig.La Figura 7 mostra i diagrammi di durezza in sezione trasversale dei segni di usura dell'HCMSS trattati con ELP a 3 N e 10 N. Vale la pena notare che questi valori di durezza sono stati utilizzati come indice per valutare l'effetto dell'incrudimento.La variazione di durezza al di sotto del segno di usura va da 667 a 672 HV a 3 N (Fig. 7a), indicando che l'incrudimento è trascurabile.Presumibilmente, a causa della bassa risoluzione della mappa della microdurezza (ovvero della distanza tra i segni), il metodo di misurazione della durezza applicato non è stato in grado di rilevare cambiamenti nella durezza.Al contrario, sono state osservate zone PDZ con valori di durezza da 677 a 686 HV con una profondità massima di 118 µm e una lunghezza di 488 µm a 10 N (Fig. 7b), che è correlata alla larghezza della traccia di usura ( Fig. 6a)).Dati simili sulla variazione delle dimensioni della PDZ con il carico sono stati trovati in uno studio sull'usura su SS47 trattato con L-PBF.I risultati mostrano che la presenza di austenite trattenuta influenza la duttilità degli acciai fabbricati in modo additivo 3, 12, 50, e l'austenite trattenuta si trasforma in martensite durante la deformazione plastica (effetto plastico della trasformazione di fase), che migliora l'incrudimento dell'acciaio.acciaio 51. Poiché il campione VCMSS conteneva austenite trattenuta secondo il modello di diffrazione dei raggi X discusso in precedenza (Fig. 2e), è stato suggerito che l'austenite trattenuta nella microstruttura potrebbe trasformarsi in martensite durante il contatto, aumentando così la durezza del PDZ ( Fig. 7b).Inoltre, la formazione di scorrimento che si verifica sulla pista di usura (Fig. 5e, 6f) indica anche la deformazione plastica causata dallo scorrimento della dislocazione sotto l'azione dello stress di taglio al contatto di scorrimento.Tuttavia, lo stress di taglio indotto a 3 N era insufficiente a produrre un'elevata densità di dislocazione o la trasformazione dell'austenite trattenuta in martensite osservata con il metodo utilizzato, quindi l'incrudimento è stato osservato solo a 10 N (Fig. 7b).
Diagrammi di durezza in sezione trasversale delle piste di usura di acciaio inossidabile martensitico ad alto tenore di carbonio sottoposto a lavorazione con elettroerosione a 3 N (a) e 10 N (b).
Sono stati eseguiti test di usura a secco in scorrimento sotto vari carichi e i campioni usurati sono stati esaminati utilizzando la microscopia elettronica, il profilometro laser e mappe di durezza delle sezioni trasversali delle tracce di usura.
L'analisi microstrutturale ha rivelato una distribuzione uniforme di carburi con un alto contenuto di cromo (~18,2% carburi) e vanadio (~4,3% carburi) in una matrice di martensite e austenite trattenuta con microdurezza relativamente elevata.I meccanismi di usura dominanti sono l'usura e l'ossidazione a carichi bassi, mentre l'usura a tre corpi causata da carburi ad alto V allungati e ossidi a grani sciolti contribuisce anche all'usura a carichi crescenti.Il tasso di usura è migliore rispetto all'L-PBF e agli acciai inossidabili austenitici lavorati convenzionali e persino simile a quello degli acciai per utensili lavorati con EBM a carichi bassi.Il possibile affinamento del grano e le transizioni di fase nella matrice possono essere ulteriormente studiati utilizzando la diffrazione di retrodiffusione degli elettroni per comprendere meglio gli effetti dell'incrudimento.La bassa risoluzione della mappa di microdurezza non consente la visualizzazione della durezza della zona di usura a bassi carichi applicati, quindi la nanoindentazione può fornire variazioni di durezza a risoluzione più elevata utilizzando lo stesso metodo.
Questo studio presenta per la prima volta un'analisi completa della resistenza all'usura e delle proprietà di attrito di un nuovo acciaio inossidabile martensitico ad alto tenore di carbonio trattato con ELR.Considerando la libertà di progettazione geometrica dell’AM e la possibilità di ridurre le fasi di lavorazione con l’AM, questa ricerca potrebbe aprire la strada alla produzione di questo nuovo materiale e al suo utilizzo in dispositivi legati all’usura, dagli alberi agli stampi a iniezione di plastica con complicati canali di raffreddamento.
Bhat, BN Materiali e applicazioni aerospaziali, vol.255 (Società americana di aeronautica e astronautica, 2018).
Bajaj, P. et al.L'acciaio nella produzione additiva: una revisione della sua microstruttura e proprietà.alma mater.la scienza.progetto.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. e Passeggio, F. Danni alla superficie di usura dei componenti aerospaziali in acciaio inossidabile EN 3358 durante lo scorrimento.Fratellanza.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Produzione additiva di componenti metallici: processo, struttura e prestazioni.programmazione.alma mater.la scienza.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. e Emmelmann S. Produzione di additivi metallici.(2016).
ASTM Internazionale.Terminologia standard per la tecnologia di produzione additiva.Produzione veloce.Professore assistente.
Bartolomeu F. et al.Proprietà meccaniche e tribologiche dell'acciaio inossidabile 316L: confronto tra fusione laser selettiva, pressatura a caldo e fusione convenzionale.Aggiungere a.produttore.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T. e Pham, MS Contributo della microstruttura ai meccanismi di usura a scorrimento a secco in acciaio inossidabile 316L fabbricati in modo additivo e all'anisotropia.alma mater.dicembre196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. e Tatlock GJ Risposta meccanica e meccanismi di deformazione di strutture in acciaio indurito con dispersione di ossido di ferro ottenuta mediante fusione laser selettiva.rivista.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI e Akhtar, F. Resistenza meccanica di ordine superiore dopo il trattamento termico di SLM 2507 a temperatura ambiente ed elevata, aiutata dalla precipitazione sigma dura/duttile.Metallo (Basilea).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. e Li, S. Microstruttura, reazione post-calore e proprietà tribologiche dell'acciaio inossidabile 17-4 PH stampato in 3D.
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. e Zhang, L. Comportamento di densificazione, evoluzione della microstruttura e proprietà meccaniche dei compositi di acciaio inossidabile TiC/AISI420 fabbricati mediante fusione laser selettiva.alma mater.dicembre187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabbricazione e caratterizzazione dell'acciaio inossidabile AISI 420 mediante fusione laser selettiva.alma mater.produttore.processi.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. e Alrbey K. Caratteristiche di usura scorrevole e comportamento alla corrosione della fusione laser selettiva dell'acciaio inossidabile 316L.J. Alma Mater.progetto.eseguire.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Attrito e usura dell'acciaio inossidabile a letto di polvere con lubrificazione ad olio [J].Tribiol.