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ASTM A240 304 316 Edelstahlplatte mit mittlerer Dicke kann zugeschnitten und zum China-Fabrikpreis angepasst werden

Materialqualität: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Typ: Ferritisch, Austenit, Martensit, Duplex
Technologie: Kaltgewalzt und warmgewalzt
Zertifizierungen: ISO9001, CE, SGS jedes Jahr
Service: Tests durch Dritte
Lieferung: innerhalb von 10-15 Tagen oder unter Berücksichtigung der Menge

Edelstahl ist eine Eisenlegierung mit einem Chromgehalt von mindestens 10,5 Prozent.Der Chromgehalt erzeugt einen dünnen Chromoxidfilm auf der Stahloberfläche, der als Passivierungsschicht bezeichnet wird.Diese Schicht verhindert die Entstehung von Korrosion auf der Stahloberfläche;Je höher der Chromanteil im Stahl ist, desto höher ist die Korrosionsbeständigkeit.

Der Stahl enthält auch unterschiedliche Mengen anderer Elemente wie Kohlenstoff, Silizium und Mangan.Zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit (Nickel) und der Formbarkeit (Molybdän) können weitere Elemente hinzugefügt werden.

Verhalten von martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMSS), bestehend aus ca. 22,5 Vol.-% Kohlenstoffstahl.% Karbide mit einem hohen Gehalt an Chrom (Cr) und Vanadium (V), wurde durch Elektronenstrahlschmelzen (EBM) fixiert.Die Mikrostruktur besteht aus Martensit- und Restaustenitphasen, Submikron-Hoch-V- und Mikrometer-Hoch-Cr-Karbide sind gleichmäßig verteilt und die Härte ist relativ hoch.Der CoF nimmt mit zunehmender stationärer Belastung aufgrund der Materialübertragung von der verschlissenen Raupe auf den Gegenkörper um etwa 14,1 % ab.Im Vergleich zu martensitischen Werkzeugstählen, die auf die gleiche Weise behandelt wurden, ist die Verschleißrate von HCMSS bei geringen Belastungen nahezu gleich.Der vorherrschende Verschleißmechanismus ist die Entfernung der Stahlmatrix durch Abrieb, gefolgt von der Oxidation der Verschleißspur, während mit zunehmender Belastung dreikomponentiger abrasiver Verschleiß auftritt.Bereiche mit plastischer Verformung unter der Verschleißnarbe, identifiziert durch Querschnittshärtekartierung.Spezifische Phänomene, die bei zunehmenden Verschleißbedingungen auftreten, werden als Karbidrisse, Ausrisse mit hohem Vanadiumkarbidgehalt und Chiprisse beschrieben.Diese Forschung beleuchtet die Verschleißeigenschaften der additiven HCMSS-Fertigung, die den Weg für die Produktion von EBM-Komponenten für Verschleißanwendungen ebnen könnte, die von Wellen bis hin zu Kunststoffspritzgussformen reichen.
Edelstahl (SS) ist eine vielseitige Familie von Stählen, die aufgrund ihrer hohen Korrosionsbeständigkeit und geeigneten mechanischen Eigenschaften häufig in der Luft- und Raumfahrt, im Automobilbau, in der Lebensmittelindustrie und vielen anderen Anwendungen eingesetzt werden1,2,3.Ihre hohe Korrosionsbeständigkeit ist auf den hohen Chromgehalt (mehr als 11,5 Gew.-%) im HC zurückzuführen, der zur Bildung eines Oxidfilms mit hohem Chromgehalt auf der Oberfläche beiträgt1.Die meisten Edelstahlsorten haben jedoch einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und weisen daher eine begrenzte Härte und Verschleißfestigkeit auf, was zu einer verkürzten Lebensdauer verschleißbedingter Geräte wie Landekomponenten in der Luft- und Raumfahrt führt4.Normalerweise haben sie eine geringe Härte (im Bereich von 180 bis 450 HV), nur einige wärmebehandelte martensitische Edelstähle haben eine hohe Härte (bis zu 700 HV) und einen hohen Kohlenstoffgehalt (bis zu 1,2 Gew.-%), was dazu beitragen kann Bildung von Martensit.1. Kurz gesagt, ein hoher Kohlenstoffgehalt senkt die martensitische Umwandlungstemperatur und ermöglicht die Bildung einer vollständig martensitischen Mikrostruktur und den Erwerb einer verschleißfesten Mikrostruktur bei hohen Abkühlgeschwindigkeiten.Der Stahlmatrix können Hartphasen (z. B. Karbide) zugesetzt werden, um die Verschleißfestigkeit der Matrize weiter zu verbessern.
Durch die Einführung der additiven Fertigung (AM) können neue Materialien mit gewünschter Zusammensetzung, mikrostrukturellen Merkmalen und überlegenen mechanischen Eigenschaften hergestellt werden5,6.Beispielsweise beinhaltet das Pulverbettschmelzen (PBF), eines der am meisten kommerzialisierten additiven Schweißverfahren, die Abscheidung vorlegierter Pulver, um eng geformte Teile zu bilden, indem die Pulver mithilfe von Wärmequellen wie Lasern oder Elektronenstrahlen geschmolzen werden7.Mehrere Studien haben gezeigt, dass additiv bearbeitete Edelstahlteile herkömmlich gefertigte Teile übertreffen können.Beispielsweise wurde gezeigt, dass austenitische Edelstähle, die einer additiven Bearbeitung unterzogen wurden, aufgrund ihrer feineren Mikrostruktur (d. h. Hall-Petch-Beziehungen) überlegene mechanische Eigenschaften aufweisen3,8,9.Durch die Wärmebehandlung von AM-behandeltem ferritischem Edelstahl entstehen zusätzliche Ausscheidungen, die ähnliche mechanische Eigenschaften wie herkömmliche Stähle aufweisen3,10.Verwendeter Dualphasen-Edelstahl mit hoher Festigkeit und Härte, verarbeitet durch additive Bearbeitung, wobei verbesserte mechanische Eigenschaften auf chromreiche intermetallische Phasen in der Mikrostruktur zurückzuführen sind11.Darüber hinaus können verbesserte mechanische Eigenschaften additiv gehärteter martensitischer und PH-Edelstähle erzielt werden, indem der Restaustenit in der Mikrostruktur kontrolliert und die Bearbeitungs- und Wärmebehandlungsparameter optimiert werden 3,12,13,14.
Bisher haben die tribologischen Eigenschaften austenitischer AM-Edelstähle mehr Aufmerksamkeit erhalten als andere Edelstähle.Das tribologische Verhalten des Laserschmelzens in einer mit 316L behandelten Pulverschicht (L-PBF) wurde in Abhängigkeit von den AM-Verarbeitungsparametern untersucht.Es hat sich gezeigt, dass die Minimierung der Porosität durch Reduzierung der Scangeschwindigkeit oder Erhöhung der Laserleistung die Verschleißfestigkeit verbessern kann15,16.Li et al.17 testeten trockenen Gleitverschleiß unter verschiedenen Parametern (Last, Frequenz und Temperatur) und zeigten, dass der Verschleiß bei Raumtemperatur der Hauptverschleißmechanismus ist, während eine Erhöhung der Gleitgeschwindigkeit und -temperatur die Oxidation fördert.Die entstehende Oxidschicht stellt die Funktion des Lagers sicher, die Reibung nimmt mit steigender Temperatur ab und die Verschleißrate nimmt bei höheren Temperaturen zu.In anderen Studien verbesserte die Zugabe von TiC18-, TiB219- und SiC20-Partikeln zu einer mit L-PBF behandelten 316L-Matrix die Verschleißfestigkeit durch die Bildung einer dichten, kaltverfestigten Reibschicht mit einem Anstieg des Volumenanteils harter Partikel.Eine schützende Oxidschicht wurde auch bei mit L-PBF12 behandeltem PH-Stahl und SS11-Duplexstahl beobachtet, was darauf hindeutet, dass die Begrenzung des Restaustenits durch Nachwärmebehandlung12 die Verschleißfestigkeit verbessern kann.Wie hier zusammengefasst, konzentriert sich die Literatur hauptsächlich auf die tribologische Leistung der 316L SS-Serie, während es nur wenige Daten zur tribologischen Leistung einer Reihe martensitischer additiv gefertigter Edelstähle mit einem viel höheren Kohlenstoffgehalt gibt.
Elektronenstrahlschmelzen (EBM) ist eine dem L-PBF ähnliche Technik, die aufgrund ihrer Fähigkeit, höhere Temperaturen und Scanraten zu erreichen, Mikrostrukturen mit feuerfesten Karbiden wie Karbiden mit hohem Vanadium- und Chromgehalt bilden kann 21, 22. Vorhandene Literatur zur EBM-Verarbeitung von Edelstahl Bei Stahl geht es vor allem darum, die optimalen ELM-Verarbeitungsparameter zu bestimmen, um eine Mikrostruktur ohne Risse und Poren zu erhalten und die mechanischen Eigenschaften zu verbessern23, 24, 25, 26, während gleichzeitig an den tribologischen Eigenschaften von EBM-behandeltem Edelstahl gearbeitet wird.Bisher wurde der Verschleißmechanismus von mit ELR behandeltem martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt unter begrenzten Bedingungen untersucht, und es wurde berichtet, dass unter abrasiven (Schleifpapiertest), Trocken- und Schlammerosionsbedingungen schwere plastische Verformungen auftreten27.
Diese Studie untersuchte die Verschleißfestigkeit und die Reibungseigenschaften von martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der mit ELR behandelt wurde, unter den unten beschriebenen trockenen Gleitbedingungen.Zunächst wurden mikrostrukturelle Merkmale mithilfe von Rasterelektronenmikroskopie (REM), energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDX), Röntgenbeugung und Bildanalyse charakterisiert.Die mit diesen Methoden gewonnenen Daten werden dann als Grundlage für Beobachtungen des tribologischen Verhaltens durch trockene Hin- und Herbewegungstests unter verschiedenen Belastungen verwendet, und schließlich wird die verschlissene Oberflächenmorphologie mithilfe von SEM-EDX und Laserprofilometern untersucht.Die Verschleißrate wurde quantifiziert und mit ähnlich behandelten martensitischen Werkzeugstählen verglichen.Dies geschah, um eine Grundlage für den Vergleich dieses SS-Systems mit häufiger verwendeten Verschleißsystemen mit derselben Behandlungsart zu schaffen.Abschließend wird mithilfe eines Härtekartierungsalgorithmus eine Querschnittskarte des Verschleißpfads angezeigt, die die plastische Verformung aufzeigt, die während des Kontakts auftritt.Es ist zu beachten, dass die tribologischen Tests für diese Studie durchgeführt wurden, um die tribologischen Eigenschaften dieses neuen Materials besser zu verstehen und nicht, um eine bestimmte Anwendung zu simulieren.Diese Studie trägt zu einem besseren Verständnis der tribologischen Eigenschaften eines neuen additiv hergestellten martensitischen Edelstahls für Verschleißanwendungen bei, die den Betrieb in rauen Umgebungen erfordern.
Proben aus martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMSS), behandelt mit ELR unter dem Markennamen Vibenite® 350, wurden von VBN Components AB, Schweden, entwickelt und geliefert.Die nominale chemische Zusammensetzung der Probe: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (Gew.%).Zunächst wurden aus den erhaltenen rechteckigen Proben (42 mm × 22 mm × 7 mm) trockene Gleitproben (40 mm × 20 mm × 5 mm) ohne Nachbehandlung durch elektrische Entladung (EDM) hergestellt.Anschließend wurden die Proben nacheinander mit SiC-Schleifpapier mit einer Körnung von 240 bis 2400 R geschliffen, um eine Oberflächenrauheit (Ra) von etwa 0,15 μm zu erhalten.Darüber hinaus wurden Proben aus EBM-behandeltem martensitischem Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMTS) mit einer nominellen chemischen Zusammensetzung von 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (Gew. %) (im Handel bekannt als Vibenite® 150) Auch auf die gleiche Weise zubereitet.HCMTS enthält 8 Vol.-% Karbide und wird nur zum Vergleich der HCMSS-Verschleißratendaten verwendet.
Die mikrostrukturelle Charakterisierung von HCMSS wurde mit einem REM (FEI Quanta 250, USA) durchgeführt, das mit einem energiedispersiven Röntgendetektor (EDX) XMax80 von Oxford Instruments ausgestattet war.Drei zufällige Mikrofotografien mit 3500 µm2 wurden im Rückstreuelektronenmodus (BSE) aufgenommen und dann mithilfe der Bildanalyse (ImageJ®)28 analysiert, um den Flächenanteil (d. h. Volumenanteil), Größe und Form zu bestimmen.Aufgrund der beobachteten charakteristischen Morphologie wurde der Flächenanteil gleich dem Volumenanteil angenommen.Darüber hinaus wird der Formfaktor von Karbiden mithilfe der Formfaktorgleichung (Shfa) berechnet:
Dabei ist Ai die Fläche des Karbids (µm2) und Pi der Umfang des Karbids (µm)29.Zur Identifizierung der Phasen wurde eine Pulverröntgenbeugung (XRD) mit einem Röntgendiffraktometer (Bruker D8 Discover mit einem LynxEye 1D-Streifendetektor) mit Co-Kα-Strahlung (λ = 1,79026 Å) durchgeführt.Scannen Sie die Probe über den 2θ-Bereich von 35° bis 130° mit einer Schrittgröße von 0,02° und einer Schrittzeit von 2 Sekunden.Die XRD-Daten wurden mit der Software Diffract.EVA analysiert, mit der die kristallografische Datenbank im Jahr 2021 aktualisiert wurde. Darüber hinaus wurde ein Vickers-Härteprüfgerät (Struers Durascan 80, Österreich) zur Bestimmung der Mikrohärte verwendet.Gemäß der Norm ASTM E384-17 30 wurden 30 Drucke auf metallographisch vorbereiteten Proben in Schritten von 0,35 mm für 10 s bei 5 kgf angefertigt.Die Autoren haben zuvor die mikrostrukturellen Merkmale von HCMTS31 charakterisiert.
Ein Kugelplatten-Tribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) wurde verwendet, um trockene hin- und hergehende Verschleißtests durchzuführen, dessen Konfiguration an anderer Stelle detailliert beschrieben wird31.Die Testparameter sind wie folgt: gemäß Standard 32 ASTM G133-05, Belastung 3 N, Frequenz 1 Hz, Hub 3 mm, Dauer 1 Stunde.Als Gegengewichte dienten Kugeln aus Aluminiumoxid (Al2O3, Genauigkeitsklasse 28/ISO 3290) mit einem Durchmesser von 10 mm, einer Makrohärte von ca. 1500 HV und einer Oberflächenrauheit (Ra) von ca. 0,05 µm, bereitgestellt von Redhill Precision, Tschechien .Das Auswuchten wurde gewählt, um die Auswirkungen der Oxidation zu verhindern, die durch das Auswuchten auftreten können, und um die Verschleißmechanismen von Proben unter starken Verschleißbedingungen besser zu verstehen.Es ist zu beachten, dass die Testparameter mit denen in Ref. 8 identisch sind, um die Daten zur Verschleißrate mit bestehenden Studien vergleichen zu können.Darüber hinaus wurde eine Reihe von Hubversuchen mit einer Belastung von 10 N durchgeführt, um die tribologische Leistung bei höheren Belastungen zu überprüfen, während andere Testparameter konstant blieben.Der anfängliche Kontaktdruck beträgt nach Hertz 7,7 MPa bzw. 11,5 MPa bei 3 N bzw. 10 N.Während des Verschleißtests wurde die Reibungskraft mit einer Frequenz von 45 Hz aufgezeichnet und der durchschnittliche Reibungskoeffizient (CoF) berechnet.Für jede Belastung wurden drei Messungen unter Umgebungsbedingungen durchgeführt.
Der Verschleißverlauf wurde mit dem oben beschriebenen SEM untersucht und die EMF-Analyse wurde mit der Verschleißoberflächenanalysesoftware Aztec Acquisition durchgeführt.Die abgenutzte Oberfläche des gepaarten Würfels wurde mit einem optischen Mikroskop (Keyence VHX-5000, Japan) untersucht.Ein berührungsloses Laserprofilmessgerät (NanoFocus µScan, Deutschland) scannte die Verschleißspur mit einer vertikalen Auflösung von ±0,1 µm entlang der z-Achse und 5 µm entlang der x- und y-Achse.Die Profilkarte der Verschleißnarbenoberfläche wurde in Matlab® unter Verwendung der aus den Profilmessungen erhaltenen X-, Y- und Z-Koordinaten erstellt.Mehrere aus der Oberflächenprofilkarte extrahierte vertikale Verschleißpfadprofile werden zur Berechnung des Verschleißvolumenverlusts auf dem Verschleißpfad verwendet.Der Volumenverlust wurde als Produkt aus der mittleren Querschnittsfläche des Drahtprofils und der Länge der Verschleißspur berechnet, und zusätzliche Details dieser Methode wurden zuvor von den Autoren beschrieben33.Daraus ergibt sich die spezifische Verschleißrate (k) nach folgender Formel:
Dabei ist V der durch Verschleiß verursachte Volumenverlust (mm3), W die aufgebrachte Last (N), L der Gleitweg (mm) und k die spezifische Verschleißrate (mm3/Nm)34.Reibungsdaten und Oberflächenprofilkarten für HCMTS sind im Zusatzmaterial (Ergänzungsabbildung S1 und Abbildung S2) enthalten, um die Abnutzungsraten von HCMSS zu vergleichen.
In dieser Studie wurde eine Querschnittshärtekarte des Verschleißpfads verwendet, um das plastische Verformungsverhalten (dh Kaltverfestigung aufgrund des Kontaktdrucks) der Verschleißzone zu demonstrieren.Die polierten Proben wurden mit einem Aluminiumoxid-Schneidrad auf einer Schneidemaschine (Struers Accutom-5, Österreich) geschnitten und mit SiC-Schleifpapier der Körnung 240 bis 4000 P entlang der Dicke der Proben poliert.Mikrohärtemessung bei 0,5 kgf 10 s und 0,1 mm Abstand gemäß ASTM E348-17.Die Abdrücke wurden auf einem 1,26 × 0,3 mm2 großen rechteckigen Gitter etwa 60 µm unter der Oberfläche platziert (Abbildung 1) und dann wurde eine Härtekarte mit dem an anderer Stelle beschriebenen benutzerdefinierten Matlab®-Code gerendert35.Darüber hinaus wurde die Mikrostruktur des Querschnitts der Verschleißzone mittels REM untersucht.
Schematische Darstellung der Verschleißmarkierung, die die Position des Querschnitts zeigt (a), und eine optische Mikroaufnahme der Härtekarte, die die im Querschnitt identifizierte Markierung zeigt (b).
Die Mikrostruktur von mit ELP behandeltem HCMSS besteht aus einem homogenen Karbidnetzwerk, das von einer Matrix umgeben ist (Abb. 2a, b).Die EDX-Analyse zeigte, dass es sich bei den grauen und dunklen Karbiden um chrom- bzw. vanadiumreiche Karbide handelte (Tabelle 1).Basierend auf der Bildanalyse wird der Volumenanteil der Karbide auf ca. 22,5 % geschätzt (ca. 18,2 % Karbide mit hohem Chromgehalt und ca. 4,3 % Karbide mit hohem Vanadiumgehalt).Die durchschnittlichen Korngrößen mit Standardabweichungen betragen 0,64 ± 0,2 µm und 1,84 ± 0,4 µm für V- bzw. Cr-reiche Karbide (Abb. 2c, d).Karbide mit hohem V sind tendenziell runder und haben einen Formfaktor (±SD) von etwa 0,88 ± 0,03, da Formfaktorwerte nahe 1 runden Karbiden entsprechen.Im Gegensatz dazu sind Karbide mit hohem Chromgehalt nicht perfekt rund und haben einen Formfaktor von etwa 0,56 ± 0,01, was auf Agglomeration zurückzuführen sein kann.Auf dem HCMSS-Röntgenmuster wurden Beugungspeaks für Martensit (α, bcc) und Restaustenit (γ', fcc) festgestellt, wie in Abb. 2e dargestellt.Darüber hinaus zeigt das Röntgenbild das Vorhandensein von Sekundärkarbiden.Karbide mit hohem Chromgehalt wurden als Karbide vom Typ M3C2 und M23C6 identifiziert.Den Literaturdaten zufolge wurden 36,37,38 Beugungspeaks von VC-Carbiden bei ≈43° und 63° aufgezeichnet, was darauf hindeutet, dass die VC-Peaks durch die M23C6-Peaks von chromreichen Carbiden maskiert wurden (Abb. 2e).
Mikrostruktur von martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, behandelt mit EBL (a) bei geringer Vergrößerung und (b) bei starker Vergrößerung. Sie zeigt chrom- und vanadiumreiche Karbide und eine Edelstahlmatrix (Elektronenrückstreumodus).Balkendiagramme, die die Korngrößenverteilung von chromreichen (c) und vanadiumreichen (d) Karbiden zeigen.Das Röntgenbild zeigt das Vorhandensein von Martensit, Restaustenit und Karbiden in der Mikrostruktur (d).
Die durchschnittliche Mikrohärte beträgt 625,7 + 7,5 HV5 und weist im Vergleich zu herkömmlich verarbeitetem martensitischem Edelstahl (450 HV)1 ohne Wärmebehandlung eine relativ hohe Härte auf.Die Nanoindentationshärte von Carbiden mit hohem V-Wert und Carbiden mit hohem Cr-Gehalt soll zwischen 12 und 32,5 GPa39 bzw. 13–22 GPa40 liegen.Somit ist die hohe Härte von mit ELP behandeltem HCMSS auf den hohen Kohlenstoffgehalt zurückzuführen, der die Bildung eines Karbidnetzwerks fördert.Somit zeigt mit ELP behandeltes HSMSS gute mikrostrukturelle Eigenschaften und Härte ohne zusätzliche Nachwärmebehandlung.
Kurven des durchschnittlichen Reibungskoeffizienten (CoF) für Proben bei 3 N und 10 N sind in Abbildung 3 dargestellt, der Bereich der minimalen und maximalen Reibungswerte ist durch durchscheinende Schattierung markiert.Jede Kurve zeigt eine Einlaufphase und eine stationäre Phase.Die Einlaufphase endet bei 1,2 m mit einem CoF (±SD) von 0,41 ± 0,24,3 N und bei 3,7 m mit einem CoF von 0,71 ± 0,16,10 N, bevor sie in den stationären Zustand übergeht, wenn die Reibung aufhört.ändert sich nicht schnell.Aufgrund der kleinen Kontaktfläche und der groben anfänglichen plastischen Verformung stieg die Reibungskraft während der Einlaufphase bei 3 N und 10 N schnell an, während bei 10 N eine höhere Reibungskraft und ein längerer Gleitweg auftraten, was möglicherweise darauf zurückzuführen ist darauf, dass im Vergleich zu 3 N die Oberflächenschädigung höher ist.Für 3 N und 10 N betragen die CoF-Werte in der stationären Phase 0,78 ± 0,05 bzw. 0,67 ± 0,01.Der CoF ist bei 10 N praktisch stabil und steigt bei 3 N allmählich an. In der begrenzten Literatur liegt der CoF von L-PBF-behandeltem Edelstahl im Vergleich zu keramischen Reaktionskörpern bei geringer Belastung im Bereich von 0,5 bis 0,728, 20, 42, was in ist gute Übereinstimmung mit gemessenen CoF-Werten in dieser Studie.Die Abnahme des CoF mit zunehmender Belastung im stationären Zustand (ca. 14,1 %) lässt sich auf eine Oberflächenverschlechterung zurückführen, die an der Grenzfläche zwischen der verschlissenen Oberfläche und dem Gegenstück auftritt, was im nächsten Abschnitt durch die Analyse der Oberfläche des Gegenstücks weiter erörtert wird getragene Proben.
Reibungskoeffizienten von mit ELP behandelten VSMSS-Proben auf Gleitwegen bei 3 N und 10 N, für jede Kurve ist eine stationäre Phase markiert.
Die spezifischen Verschleißraten von HKMS (625,7 HV) werden auf 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm und 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm bei 3 N bzw. 10 N geschätzt (Abb. 4).Daher steigt die Verschleißrate mit zunehmender Belastung, was gut mit bestehenden Studien zu mit L-PBF und PH SS behandeltem Austenit übereinstimmt17,43.Unter den gleichen tribologischen Bedingungen beträgt die Verschleißrate bei 3 N etwa ein Fünftel der für mit L-PBF behandelten austenitischen Edelstahl (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), wie im vorherigen Fall .8. Darüber hinaus war die Verschleißrate von HCMSS bei 3 N deutlich geringer als bei konventionell bearbeiteten austenitischen Edelstählen und insbesondere höher als bei stark isotrop gepressten Stählen (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) und gegossener (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) bearbeiteter austenitischer Edelstahl, jeweils 8.Im Vergleich zu diesen Studien in der Literatur wird die verbesserte Verschleißfestigkeit von HCMSS auf den hohen Kohlenstoffgehalt und das gebildete Karbidnetzwerk zurückgeführt, was zu einer höheren Härte als bei konventionell bearbeiteten austenitischen Edelstählen führt.Um die Verschleißrate von HCMSS-Proben weiter zu untersuchen, wurde zum Vergleich eine ähnlich bearbeitete Probe aus martensitischem Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMTS) (mit einer Härte von 790 HV) unter ähnlichen Bedingungen (3 N und 10 N) getestet.Ergänzendes Material ist die HCMTS-Oberflächenprofilkarte (ergänzende Abbildung S2).Die Verschleißrate von HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) ist fast die gleiche wie die von HCMTS bei 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), was auf eine hervorragende Verschleißfestigkeit hinweist .Diese Eigenschaften werden hauptsächlich auf die mikrostrukturellen Merkmale von HCMSS zurückgeführt (dh hoher Karbidgehalt, Größe, Form und Verteilung der Karbidpartikel in der Matrix, wie in Abschnitt 3.1 beschrieben).Wie bereits berichtet31,44 beeinflusst der Karbidgehalt die Breite und Tiefe der Verschleißnarbe und den Mechanismus des mikroabrasiven Verschleißes.Der Karbidgehalt reicht jedoch nicht aus, um die Matrize bei 10 N zu schützen, was zu einem erhöhten Verschleiß führt.Im folgenden Abschnitt werden die Morphologie und Topographie der Verschleißoberfläche verwendet, um die zugrunde liegenden Verschleiß- und Verformungsmechanismen zu erklären, die sich auf die Verschleißrate von HCMSS auswirken.Bei 10 N ist die Verschleißrate von VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) höher als die von VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Im Gegenteil sind diese Verschleißraten immer noch recht hoch: Unter ähnlichen Testbedingungen ist die Verschleißrate von Beschichtungen auf Basis von Chrom und Stellit geringer als die von HCMSS45,46.Aufgrund der hohen Härte des Aluminiumoxids (1500 HV) war die Verschleißrate beim Zusammenfügen vernachlässigbar und es wurden Anzeichen einer Materialübertragung von der Probe auf die Aluminiumkugeln festgestellt.
Spezifischer Verschleiß bei der ELR-Bearbeitung von martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HMCSS), der ELR-Bearbeitung von martensitischem Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMTS) und L-PBF, der Guss- und hochisotropen Pressbearbeitung (HIP) von austenitischem Edelstahl (316LSS) bei verschiedenen Anwendungen Geschwindigkeiten geladen werden.Das Streudiagramm zeigt die Standardabweichung der Messungen.Daten für austenitische Edelstähle stammen aus 8.
Während Aufpanzerungen wie Chrom und Stellit eine bessere Verschleißfestigkeit bieten können als additiv bearbeitete Legierungssysteme, kann die additive Bearbeitung (1) die Mikrostruktur verbessern, insbesondere bei Materialien mit einer Vielzahl unterschiedlicher Dichten.Operationen am Endteil;und (3) Schaffung neuer Oberflächentopologien wie integrierter fluiddynamischer Lager.Darüber hinaus bietet AM geometrische Gestaltungsfreiheit.Diese Studie ist besonders neu und wichtig, da es von entscheidender Bedeutung ist, die Verschleißeigenschaften dieser neu entwickelten Metalllegierungen mit EBM aufzuklären, für die die aktuelle Literatur nur sehr begrenzt ist.
Die Morphologie der verschlissenen Oberfläche und die Morphologie der verschlissenen Proben bei 3 N sind in Abb. dargestellt.5, wobei der Hauptverschleißmechanismus Abrieb und anschließende Oxidation ist.Zunächst wird das Stahlsubstrat plastisch verformt und dann entfernt, um 1 bis 3 µm tiefe Rillen zu bilden, wie im Oberflächenprofil dargestellt (Abb. 5a).Aufgrund der durch kontinuierliches Gleiten erzeugten Reibungswärme verbleibt das entfernte Material an der Grenzfläche des tribologischen Systems und bildet eine tribologische Schicht, die aus kleinen Inseln mit hohem Eisenoxidgehalt besteht, die Karbide mit hohem Chrom- und Vanadiumgehalt umgeben (Abbildung 5b und Tabelle 2).), wie auch für mit L-PBF behandelten austenitischen Edelstahl berichtet wurde15,17.Auf Abb.5c zeigt eine starke Oxidation, die in der Mitte der Verschleißnarbe auftritt.Somit wird die Bildung der Reibschicht durch die Zerstörung der Reibschicht (dh der Oxidschicht) erleichtert (Abb. 5f) oder der Materialabtrag erfolgt an schwachen Stellen innerhalb der Mikrostruktur, wodurch der Materialabtrag beschleunigt wird.In beiden Fällen führt die Zerstörung der Reibschicht zur Bildung von Verschleißprodukten an der Grenzfläche, was der Grund für die Tendenz zum Anstieg des CoF im stationären Zustand 3N sein kann (Abb. 3).Darüber hinaus gibt es Anzeichen eines dreiteiligen Verschleißes durch Oxide und lose Verschleißpartikel auf der Verschleißspur, der letztendlich zur Bildung von Mikrokratzern auf dem Substrat führt (Abb. 5b, e)9,12,47.
Oberflächenprofil (a) und Mikrofotografien (b–f) der Verschleißoberflächenmorphologie von martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der mit ELP bei 3 N behandelt wurde, Querschnitt der Verschleißmarkierung im BSE-Modus (d) und optische Mikroskopie des Verschleißes Oberfläche bei 3 N (g) Aluminiumoxidkugeln.
Auf dem Stahlsubstrat bildeten sich Gleitbänder, die auf eine plastische Verformung aufgrund von Verschleiß hinweisen (Abb. 5e).Ähnliche Ergebnisse wurden auch in einer Studie zum Verschleißverhalten von mit L-PBF behandeltem austenitischem SS47-Stahl erzielt.Die Neuorientierung vanadiumreicher Karbide weist auch auf eine plastische Verformung der Stahlmatrix beim Gleiten hin (Abb. 5e).Mikroaufnahmen des Querschnitts der Verschleißspur zeigen das Vorhandensein kleiner runder Grübchen, die von Mikrorissen umgeben sind (Abb. 5d), was möglicherweise auf eine übermäßige plastische Verformung in der Nähe der Oberfläche zurückzuführen ist.Der Materialtransfer zu den Aluminiumoxidkugeln war begrenzt, während die Kugeln intakt blieben (Abb. 5g).
Die Breite und Tiefe des Verschleißes der Proben nahm mit zunehmender Belastung (bei 10 N) zu, wie in der Karte der Oberflächentopographie dargestellt (Abb. 6a).Abrieb und Oxidation sind nach wie vor die vorherrschenden Verschleißmechanismen, und eine Zunahme der Anzahl von Mikrokratzern auf der Verschleißspur deutet darauf hin, dass auch bei 10 N dreiteiliger Verschleiß auftritt (Abb. 6b).Die EDX-Analyse zeigte die Bildung eisenreicher Oxidinseln.Die Al-Peaks in den Spektren bestätigten, dass die Übertragung der Substanz von der Gegenpartei auf die Probe bei 10 N erfolgte (Abb. 6c und Tabelle 3), während sie bei 3 N nicht beobachtet wurde (Tabelle 2).Dreikörperverschleiß wird durch Verschleißpartikel von Oxidinseln und Analoga verursacht, wobei eine detaillierte EDX-Analyse eine Materialverschleppung von Analoga ergab (Ergänzende Abbildung S3 und Tabelle S1).Die Entstehung von Oxidinseln ist mit tiefen Vertiefungen verbunden, was auch in 3N beobachtet wird (Abb. 5).Rissbildung und Fragmentierung von Karbiden treten hauptsächlich bei Karbiden auf, die reich an 10 N Cr sind (Abb. 6e, f).Darüber hinaus blättern Karbide mit hohem V ab und verschleißen die umgebende Matrix, was wiederum zu dreiteiligem Verschleiß führt.Eine Vertiefung, die in Größe und Form der des Karbids mit hohem V ähnelt (hervorgehoben im roten Kreis), erschien auch im Querschnitt der Spur (Abb. 6d) (siehe Analyse der Karbidgröße und -form. 3.1), was darauf hindeutet, dass das hohe V Karbid V kann bei 10 N von der Matrix abplatzen. Die runde Form von Karbiden mit hohem V-Wert trägt zum Zugeffekt bei, während agglomerierte Karbide mit hohem Cr-Gehalt zur Rissbildung neigen (Abb. 6e, f).Dieses Versagensverhalten weist darauf hin, dass die Matrix ihre Fähigkeit, plastischer Verformung standzuhalten, überschritten hat und dass die Mikrostruktur keine ausreichende Schlagfestigkeit bei 10 N bietet. Vertikale Risse unter der Oberfläche (Abb. 6d) zeigen die Intensität der plastischen Verformung an, die beim Gleiten auftritt.Mit zunehmender Belastung kommt es zu einer Materialübertragung von der verschlissenen Laufbahn auf die Aluminiumoxidkugel (Abb. 6g), die bei 10 N stationär sein kann. Der Hauptgrund für die Abnahme der CoF-Werte (Abb. 3).
Oberflächenprofil (a) und Mikrofotografien (b–f) der abgenutzten Oberflächentopographie (b–f) von martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der mit EBA bei 10 N behandelt wurde, Verschleißspurquerschnitt im BSE-Modus (d) und optische Mikroskopoberfläche einer Aluminiumoxidkugel bei 10 N (g).
Während des Gleitverschleißes wird die Oberfläche durch Antikörper verursachten Druck- und Scherspannungen ausgesetzt, was zu einer erheblichen plastischen Verformung unter der verschlissenen Oberfläche führt34,48,49.Daher kann es aufgrund plastischer Verformung unterhalb der Oberfläche zu einer Kaltverfestigung kommen, die sich auf die Verschleiß- und Verformungsmechanismen auswirkt, die das Verschleißverhalten eines Materials bestimmen.Daher wurde in dieser Studie eine Querschnittshärtekartierung (wie in Abschnitt 2.4 beschrieben) durchgeführt, um die Entwicklung einer plastischen Verformungszone (PDZ) unterhalb des Verschleißpfads als Funktion der Belastung zu bestimmen.Da, wie in den vorherigen Abschnitten erwähnt, deutliche Anzeichen einer plastischen Verformung unterhalb der Verschleißspur beobachtet wurden (Abb. 5d, 6d), insbesondere bei 10 N.
Auf Abb.Abbildung 7 zeigt Querschnittshärtediagramme von Verschleißspuren von HCMSS, die mit ELP bei 3 N und 10 N behandelt wurden. Es ist erwähnenswert, dass diese Härtewerte als Index zur Bewertung der Auswirkung der Kaltverfestigung verwendet wurden.Die Härteänderung unterhalb der Verschleißmarke beträgt von 667 auf 672 HV bei 3 N (Abb. 7a), was darauf hinweist, dass die Kaltverfestigung vernachlässigbar ist.Aufgrund der geringen Auflösung der Mikrohärtekarte (d. h. des Abstands zwischen den Markierungen) konnten mit der verwendeten Härtemessmethode vermutlich keine Änderungen der Härte erfasst werden.Im Gegensatz dazu wurden PDZ-Zonen mit Härtewerten von 677 bis 686 HV mit einer maximalen Tiefe von 118 µm und einer Länge von 488 µm bei 10 N beobachtet (Abb. 7b), was mit der Breite der Verschleißspur korreliert ( Abb. 6a)).Ähnliche Daten zur Variation der PDZ-Größe mit der Belastung wurden in einer Verschleißstudie an mit L-PBF behandeltem SS47 gefunden.Die Ergebnisse zeigen, dass das Vorhandensein von Restaustenit die Duktilität der additiv gefertigten Stähle 3, 12, 50 beeinflusst und Restaustenit sich während der plastischen Verformung in Martensit umwandelt (plastischer Effekt der Phasenumwandlung), was die Kaltverfestigung des Stahls verstärkt.Stahl 51. Da die VCMSS-Probe gemäß dem zuvor besprochenen Röntgenbeugungsmuster Restaustenit enthielt (Abb. 2e), wurde vermutet, dass sich Restaustenit in der Mikrostruktur während des Kontakts in Martensit umwandeln könnte, wodurch die Härte von PDZ zunahm ( Abb. 7b).Darüber hinaus weist die auf der Verschleißspur auftretende Schlupfbildung (Abb. 5e, 6f) auch auf eine plastische Verformung hin, die durch Versetzungsschlupf unter Einwirkung der Scherspannung beim Gleitkontakt verursacht wird.Die bei 3 N induzierte Scherspannung reichte jedoch nicht aus, um eine hohe Versetzungsdichte oder die mit der verwendeten Methode beobachtete Umwandlung von Restaustenit in Martensit zu erzeugen, sodass eine Kaltverfestigung nur bei 10 N beobachtet wurde (Abb. 7b).
Querschnittshärtediagramme von Verschleißspuren aus martensitischem rostfreiem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der einer elektrischen Entladungsbearbeitung bei 3 N (a) und 10 N (b) unterzogen wurde.
Diese Studie zeigt das Verschleißverhalten und die mikrostrukturellen Eigenschaften eines neuen martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt, der mit ELR behandelt wurde.Trockenverschleißtests wurden im Gleitbetrieb unter verschiedenen Belastungen durchgeführt und verschlissene Proben wurden mithilfe von Elektronenmikroskopie, Laserprofilometer und Härtekarten von Querschnitten von Verschleißspuren untersucht.
Die Mikrostrukturanalyse ergab eine gleichmäßige Verteilung von Karbiden mit einem hohen Gehalt an Chrom (~18,2 % Karbide) und Vanadium (~4,3 % Karbide) in einer Matrix aus Martensit und Restaustenit mit relativ hoher Mikrohärte.Die vorherrschenden Verschleißmechanismen sind Verschleiß und Oxidation bei niedrigen Belastungen, während Dreikörperverschleiß, der durch gestreckte Karbide mit hohem V-Wert und lose Kornoxide verursacht wird, ebenfalls zum Verschleiß bei zunehmenden Belastungen beiträgt.Die Verschleißrate ist besser als bei L-PBF und konventionell bearbeiteten austenitischen Edelstählen und bei geringer Belastung sogar ähnlich der von EBM-bearbeiteten Werkzeugstählen.Der CoF-Wert nimmt mit zunehmender Belastung aufgrund der Materialübertragung auf den Gegenkörper ab.Mithilfe der Methode der Querschnittshärtekartierung wird die plastische Verformungszone unterhalb der Verschleißmarke dargestellt.Mögliche Kornverfeinerungen und Phasenübergänge in der Matrix können mithilfe der Elektronenrückstreubeugung weiter untersucht werden, um die Auswirkungen der Kaltverfestigung besser zu verstehen.Die geringe Auflösung der Mikrohärtekarte ermöglicht keine Visualisierung der Verschleißzonenhärte bei geringen aufgebrachten Lasten, sodass Nanoindentation mit derselben Methode Härteänderungen mit höherer Auflösung liefern kann.
Diese Studie präsentiert zum ersten Mal eine umfassende Analyse der Verschleißfestigkeit und der Reibungseigenschaften eines neuen martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt, der mit ELR behandelt wurde.Angesichts der geometrischen Gestaltungsfreiheit von AM und der Möglichkeit, Bearbeitungsschritte mit AM zu reduzieren, könnte diese Forschung den Weg für die Herstellung dieses neuen Materials und seinen Einsatz in verschleißbedingten Vorrichtungen von Wellen bis hin zu Kunststoffspritzgussformen mit kompliziertem Kühlkanal ebnen.
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