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La placa de espesor medio de acero inoxidable ASTM A240 304 316 se puede cortar y personalizar a precio de fábrica de China

Grado del material: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tipo: Ferrítico, Austenita, Martensita, Dúplex
Tecnología: Laminado en Frío y Laminado en Caliente
Certificaciones: ISO9001, CE, SGS cada año
Servicio: pruebas de terceros
Entrega: dentro de 10-15 días o considerando la cantidad

El acero inoxidable es una aleación de hierro que tiene un contenido mínimo de cromo del 10,5 por ciento.El contenido de cromo produce una fina película de óxido de cromo en la superficie del acero llamada capa de pasivación.Esta capa evita que se produzca corrosión en la superficie del acero;cuanto mayor sea la cantidad de cromo en el acero, mayor será la resistencia a la corrosión.

El acero también contiene cantidades variadas de otros elementos como carbono, silicio y manganeso.Se pueden agregar otros elementos para aumentar la resistencia a la corrosión (níquel) y la conformabilidad (molibdeno).

Comportamiento del acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) que consta de aproximadamente 22,5 vol.% de carburos con alto contenido de cromo (Cr) y vanadio (V), se fijaron mediante fusión por haz de electrones (EBM).La microestructura está compuesta de fases de martensita y austenita residual, los carburos de V submicrónicos y de Cr altos en micrómetros están distribuidos uniformemente y la dureza es relativamente alta.El CoF disminuye aproximadamente un 14,1% al aumentar la carga en estado estacionario debido a la transferencia de material desde la pista desgastada al cuerpo opuesto.En comparación con los aceros martensíticos para herramientas tratados de la misma manera, la tasa de desgaste del HCMSS es casi la misma con cargas aplicadas bajas.El mecanismo de desgaste dominante es la eliminación de la matriz de acero por abrasión seguida de oxidación de la pista de desgaste, mientras que el desgaste abrasivo de tres componentes se produce al aumentar la carga.Áreas de deformación plástica debajo de la cicatriz de desgaste identificadas mediante mapeo de dureza de la sección transversal.Los fenómenos específicos que ocurren a medida que aumentan las condiciones de desgaste se describen como agrietamiento del carburo, desgarro del carburo con alto contenido de vanadio y agrietamiento del troquel.Esta investigación arroja luz sobre las características de desgaste de la fabricación aditiva HCMSS, lo que podría allanar el camino para la producción de componentes EBM para aplicaciones de desgaste que van desde ejes hasta moldes de inyección de plástico.
El acero inoxidable (SS) es una familia versátil de aceros ampliamente utilizados en aplicaciones aeroespaciales, automotrices, alimentarias y muchas otras aplicaciones debido a su alta resistencia a la corrosión y sus adecuadas propiedades mecánicas1,2,3.Su alta resistencia a la corrosión se debe al alto contenido de cromo (más del 11,5 % en peso) en HC, lo que contribuye a la formación de una película de óxido con un alto contenido de cromo en la superficie1.Sin embargo, la mayoría de los grados de acero inoxidable tienen un bajo contenido de carbono y, por lo tanto, tienen una dureza y resistencia al desgaste limitadas, lo que da como resultado una vida útil reducida en dispositivos relacionados con el desgaste, como los componentes de aterrizaje aeroespacial4.Generalmente tienen una dureza baja (en el rango de 180 a 450 HV), sólo algunos aceros inoxidables martensíticos tratados térmicamente tienen una dureza alta (hasta 700 HV) y un alto contenido de carbono (hasta 1,2% en peso), lo que puede contribuir a la formación de martensita.1. En resumen, un alto contenido de carbono reduce la temperatura de transformación martensítica, permitiendo la formación de una microestructura totalmente martensítica y la adquisición de una microestructura resistente al desgaste a altas velocidades de enfriamiento.Se pueden agregar fases duras (por ejemplo, carburos) a la matriz de acero para mejorar aún más la resistencia al desgaste de la matriz.
La introducción de la fabricación aditiva (AM) puede producir nuevos materiales con la composición deseada, características microestructurales y propiedades mecánicas superiores5,6.Por ejemplo, la fusión en lecho de polvo (PBF), uno de los procesos de soldadura aditiva más comercializados, implica la deposición de polvos prealeados para formar piezas con formas muy parecidas fundiendo los polvos utilizando fuentes de calor como láseres o haces de electrones7.Varios estudios han demostrado que las piezas de acero inoxidable mecanizadas aditivamente pueden superar a las piezas fabricadas tradicionalmente.Por ejemplo, se ha demostrado que los aceros inoxidables austeníticos sometidos a procesamiento aditivo tienen propiedades mecánicas superiores debido a su microestructura más fina (es decir, relaciones Hall-Petch)3,8,9.El tratamiento térmico del acero inoxidable ferrítico tratado con AM produce precipitados adicionales que proporcionan propiedades mecánicas similares a sus homólogos convencionales3,10.Se adoptó acero inoxidable de doble fase con alta resistencia y dureza, procesado mediante procesamiento aditivo, donde las propiedades mecánicas mejoradas se deben a las fases intermetálicas ricas en cromo en la microestructura11.Además, se pueden obtener propiedades mecánicas mejoradas de los aceros inoxidables martensíticos y PH endurecidos con aditivos controlando la austenita retenida en la microestructura y optimizando los parámetros de mecanizado y tratamiento térmico 3,12,13,14.
Hasta la fecha, las propiedades tribológicas de los aceros inoxidables austeníticos AM han recibido más atención que otros aceros inoxidables.Se estudió el comportamiento tribológico de la fusión por láser en una capa de polvo (L-PBF) tratada con 316L en función de los parámetros de procesamiento AM.Se ha demostrado que minimizar la porosidad reduciendo la velocidad de escaneo o aumentando la potencia del láser puede mejorar la resistencia al desgaste15,16.Li et al.17 probaron el desgaste por deslizamiento en seco bajo varios parámetros (carga, frecuencia y temperatura) y demostraron que el desgaste a temperatura ambiente es el principal mecanismo de desgaste, mientras que el aumento de la velocidad de deslizamiento y la temperatura promueven la oxidación.La capa de óxido resultante asegura el funcionamiento del rodamiento, la fricción disminuye al aumentar la temperatura y la tasa de desgaste aumenta a temperaturas más altas.En otros estudios, la adición de partículas de TiC18, TiB219 y SiC20 a una matriz de 316L tratada con L-PBF mejoró la resistencia al desgaste al formar una densa capa de fricción endurecida por trabajo con un aumento en la fracción de volumen de partículas duras.También se ha observado una capa protectora de óxido en acero PH tratado con L-PBF12 y en acero dúplex SS11, lo que indica que limitar la austenita retenida mediante un tratamiento post-calor12 puede mejorar la resistencia al desgaste.Como se resume aquí, la literatura se centra principalmente en el rendimiento tribológico de la serie 316L SS, mientras que hay pocos datos sobre el rendimiento tribológico de una serie de aceros inoxidables martensíticos fabricados aditivamente con un contenido de carbono mucho mayor.
La fusión por haz de electrones (EBM) es una técnica similar al L-PBF capaz de formar microestructuras con carburos refractarios como los carburos con alto contenido de vanadio y cromo debido a su capacidad para alcanzar temperaturas y velocidades de escaneo más altas 21, 22. Literatura existente sobre el procesamiento por EBM de acero inoxidable. El acero se centra principalmente en determinar los parámetros óptimos de procesamiento de ELM para obtener una microestructura sin grietas ni poros y mejorar las propiedades mecánicas23, 24, 25, 26, mientras se trabaja en las propiedades tribológicas del acero inoxidable tratado con EBM.Hasta ahora, el mecanismo de desgaste del acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con ELR se ha estudiado en condiciones limitadas, y se ha informado que se produce una deformación plástica severa en condiciones abrasivas (prueba de papel de lija), secas y de erosión por lodo27.
Este estudio investigó la resistencia al desgaste y las propiedades de fricción del acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con ELR en condiciones de deslizamiento seco que se describen a continuación.En primer lugar, se caracterizaron las características microestructurales mediante microscopía electrónica de barrido (SEM), espectroscopia de rayos X de dispersión de energía (EDX), difracción de rayos X y análisis de imágenes.Los datos obtenidos con estos métodos se utilizan luego como base para observaciones del comportamiento tribológico mediante pruebas alternativas en seco bajo diversas cargas y, finalmente, se examina la morfología de la superficie desgastada utilizando SEM-EDX y perfilómetros láser.La tasa de desgaste se cuantificó y se comparó con aceros martensíticos para herramientas tratados de manera similar.Esto se hizo con el fin de crear una base para comparar este sistema SS con sistemas de desgaste más comúnmente utilizados con el mismo tipo de tratamiento.Finalmente, se muestra un mapa transversal de la trayectoria de desgaste utilizando un algoritmo de mapeo de dureza que revela la deformación plástica que ocurre durante el contacto.Cabe señalar que las pruebas tribológicas de este estudio se realizaron para comprender mejor las propiedades tribológicas de este nuevo material y no para simular una aplicación específica.Este estudio contribuye a una mejor comprensión de las propiedades tribológicas de un nuevo acero inoxidable martensítico producido aditivamente para aplicaciones de desgaste que requieren operación en ambientes hostiles.
VBN Components AB, Suecia, desarrolló y suministró muestras de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) tratado con ELR bajo la marca Vibenite® 350.La composición química nominal de la muestra: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% en peso).Primero, se fabricaron muestras de deslizamiento seco (40 mm × 20 mm × 5 mm) a partir de las muestras rectangulares obtenidas (42 mm × 22 mm × 7 mm) sin ningún tratamiento postérmico mediante mecanizado por descarga eléctrica (EDM).Luego, las muestras se molieron sucesivamente con papel de lija de SiC con un tamaño de grano de 240 a 2400 R para obtener una rugosidad superficial (Ra) de aproximadamente 0,15 μm.Además, muestras de acero para herramientas martensítico con alto contenido de carbono (HCMTS) tratado con EBM con una composición química nominal de 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (% en peso) (conocido comercialmente como Vibenite® 150) También preparado de la misma forma.HCMTS contiene 8 % de carburos por volumen y solo se utiliza para comparar datos de tasa de desgaste de HCMSS.
La caracterización microestructural de HCMSS se realizó utilizando un SEM (FEI Quanta 250, EE. UU.) equipado con un detector XMax80 de rayos X de dispersión de energía (EDX) de Oxford Instruments.Se tomaron tres fotomicrografías aleatorias que contenían 3500 µm2 en modo de electrones retrodispersados ​​(BSE) y luego se analizaron mediante análisis de imágenes (ImageJ®)28 para determinar la fracción de área (es decir, fracción de volumen), el tamaño y la forma.Debido a la morfología característica observada, la fracción de área se tomó igual a la fracción de volumen.Además, el factor de forma de los carburos se calcula mediante la ecuación del factor de forma (Shfa):
Aquí Ai es el área del carburo (μm2) y Pi es el perímetro del carburo (μm)29.Para identificar las fases, se realizó difracción de rayos X en polvo (DRX) utilizando un difractómetro de rayos X (Bruker D8 Discover con un detector de tira LynxEye 1D) con radiación Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Escanee la muestra en el rango 2θ de 35° a 130° con un tamaño de paso de 0,02° y un tiempo de paso de 2 segundos.Los datos XRD se analizaron utilizando el software Diffract.EVA, que actualizó la base de datos cristalográfica en 2021. Además, se utilizó un durómetro Vickers (Struers Durascan 80, Austria) para determinar la microdureza.De acuerdo con la norma ASTM E384-17 30, se realizaron 30 impresiones en muestras preparadas metalográficamente en incrementos de 0,35 mm durante 10 s a 5 kgf.Los autores han caracterizado previamente las características microestructurales de HCMTS31.
Se utilizó un tribómetro de placa de bolas (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, EE. UU.) para realizar pruebas de desgaste alternativo en seco, cuya configuración se detalla en otra parte31.Los parámetros de prueba son los siguientes: según norma 32 ASTM G133-05, carga 3 N, frecuencia 1 Hz, carrera 3 mm, duración 1 hora.Como contrapeso se utilizaron bolas de óxido de aluminio (Al2O3, clase de precisión 28/ISO 3290) con un diámetro de 10 mm con una macrodureza de aproximadamente 1500 HV y una rugosidad superficial (Ra) de aproximadamente 0,05 µm, suministradas por Redhill Precision, República Checa. .Se eligió el equilibrio para prevenir los efectos de la oxidación que pueden ocurrir debido al equilibrio y para comprender mejor los mecanismos de desgaste de las muestras en condiciones de desgaste severas.Cabe señalar que los parámetros de prueba son los mismos que en la Ref.8 para comparar los datos de tasa de desgaste con los estudios existentes.Además, se llevó a cabo una serie de pruebas alternativas con una carga de 10 N para verificar el rendimiento tribológico con cargas más altas, mientras que otros parámetros de prueba permanecieron constantes.Las presiones de contacto iniciales según Hertz son 7,7 MPa y 11,5 MPa a 3 N y 10 N, respectivamente.Durante la prueba de desgaste, se registró la fuerza de fricción a una frecuencia de 45 Hz y se calculó el coeficiente de fricción promedio (CoF).Para cada carga, se tomaron tres mediciones en condiciones ambientales.
La trayectoria del desgaste se examinó utilizando el SEM descrito anteriormente y el análisis EMF se realizó utilizando el software de análisis de superficie de desgaste Aztec Acquisition.La superficie desgastada del cubo emparejado se examinó utilizando un microscopio óptico (Keyence VHX-5000, Japón).Un perfilador láser sin contacto (NanoFocus µScan, Alemania) escaneó la marca de desgaste con una resolución vertical de ±0,1 µm a lo largo del eje z y 5 µm a lo largo de los ejes xey.El mapa del perfil de la superficie de la cicatriz de desgaste se creó en Matlab® utilizando las coordenadas x, y, z obtenidas de las mediciones del perfil.Se utilizan varios perfiles de trayectoria de desgaste vertical extraídos del mapa de perfil de superficie para calcular la pérdida de volumen por desgaste en la trayectoria de desgaste.La pérdida de volumen se calculó como el producto del área de la sección transversal media del perfil del alambre y la longitud de la pista de desgaste, y los autores han descrito previamente detalles adicionales de este método33.A partir de aquí, la tasa de desgaste específica (k) se obtiene a partir de la siguiente fórmula:
Aquí V es la pérdida de volumen debido al desgaste (mm3), W es la carga aplicada (N), L es la distancia de deslizamiento (mm) y k es la tasa de desgaste específica (mm3/Nm)34.Los datos de fricción y los mapas de perfil de superficie para HCMTS se incluyen en material complementario (Figura complementaria S1 y Figura S2) para comparar las tasas de desgaste de HCMSS.
En este estudio, se utilizó un mapa de dureza de la sección transversal de la trayectoria de desgaste para demostrar el comportamiento de deformación plástica (es decir, endurecimiento por trabajo debido a la presión de contacto) de la zona de desgaste.Las muestras pulidas se cortaron con una rueda de corte de óxido de aluminio en una máquina cortadora (Struers Accutom-5, Austria) y se pulieron con papel de lija de SiC grados de 240 a 4000 P a lo largo del espesor de las muestras.Medición de microdureza a 0,5 kgf 10 s y 0,1 mm de distancia de acuerdo con ASTM E348-17.Las impresiones se colocaron en una cuadrícula rectangular de 1,26 × 0,3 mm2 aproximadamente a 60 µm por debajo de la superficie (Figura 1) y luego se generó un mapa de dureza utilizando el código Matlab® personalizado descrito en otro lugar35.Además, se examinó mediante SEM la microestructura de la sección transversal de la zona de desgaste.
Esquema de la marca de desgaste que muestra la ubicación de la sección transversal (a) y una micrografía óptica del mapa de dureza que muestra la marca identificada en la sección transversal (b).
La microestructura de HCMSS tratado con ELP consiste en una red de carburo homogénea rodeada por una matriz (Fig. 2a, b).El análisis EDX mostró que los carburos grises y oscuros eran carburos ricos en cromo y vanadio, respectivamente (Tabla 1).Calculada a partir del análisis de imágenes, se estima que la fracción de volumen de carburos es ~22,5 % (~18,2 % carburos con alto contenido de cromo y ~4,3 % carburos con alto contenido de vanadio).Los tamaños de grano promedio con desviaciones estándar son 0,64 ± 0,2 µm y 1,84 ± 0,4 µm para carburos ricos en V y Cr, respectivamente (Fig. 2c, d).Los carburos de alto V tienden a ser más redondos con un factor de forma (±SD) de aproximadamente 0,88±0,03 porque los valores del factor de forma cercanos a 1 corresponden a carburos redondos.Por el contrario, los carburos con alto contenido de cromo no son perfectamente redondos, con un factor de forma de aproximadamente 0,56 ± 0,01, lo que puede deberse a la aglomeración.Se detectaron picos de difracción de martensita (α, bcc) y austenita retenida (γ ', fcc) en el patrón de rayos X HCMSS como se muestra en la Fig. 2e.Además, el patrón de rayos X muestra la presencia de carburos secundarios.Los carburos con alto contenido de cromo se han identificado como carburos de tipo M3C2 y M23C6.Según los datos de la literatura, 36, 37, 38 se registraron picos de difracción de carburos de VC a ≈43 ° y 63 °, lo que sugiere que los picos de VC estaban enmascarados por los picos M23C6 de carburos ricos en cromo (Fig. 2e).
Microestructura de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con EBL (a) a bajo aumento y (b) a alto aumento, que muestra carburos ricos en cromo y vanadio y una matriz de acero inoxidable (modo de retrodispersión de electrones).Gráficos de barras que muestran la distribución del tamaño de grano de carburos ricos en cromo (c) y ricos en vanadio (d).El patrón de rayos X muestra la presencia de martensita, austenita retenida y carburos en la microestructura (d).
La microdureza promedio es 625,7 + 7,5 HV5, lo que muestra una dureza relativamente alta en comparación con el acero inoxidable martensítico procesado convencionalmente (450 HV)1 sin tratamiento térmico.Se informa que la dureza de nanoindentación de los carburos con alto contenido de V y de los carburos con alto contenido de Cr está entre 12 y 32,5 GPa39 y 13-22 GPa40, respectivamente.Así, la alta dureza del HCMSS tratado con ELP se debe al alto contenido de carbono, que promueve la formación de una red de carburo.Por lo tanto, HSMSS tratado con ELP muestra buenas características microestructurales y dureza sin ningún tratamiento postérmico adicional.
Las curvas del coeficiente de fricción promedio (CoF) para muestras a 3 N y 10 N se presentan en la Figura 3, el rango de valores de fricción mínimo y máximo está marcado con un sombreado translúcido.Cada curva muestra una fase de rodaje y una fase de estado estacionario.La fase de rodaje termina a 1,2 m con un CoF (±SD) de 0,41 ± 0,24,3 N y a 3,7 m con un CoF de 0,71 ± 0,16,10 N, antes de entrar en la fase de estado estable cuando se detiene la fricción.no cambia rápidamente.Debido a la pequeña área de contacto y a la rugosa deformación plástica inicial, la fuerza de fricción aumentó rápidamente durante la etapa de rodaje a 3 N y 10 N, donde se produjo una fuerza de fricción mayor y una distancia de deslizamiento más larga a 10 N, lo que puede deberse al hecho de que en comparación con 3 N, el daño superficial es mayor.Para 3 N y 10 N, los valores de CoF en fase estacionaria son 0,78 ± 0,05 y 0,67 ± 0,01, respectivamente.El CoF es prácticamente estable a 10 N y aumenta gradualmente a 3 N. En la literatura limitada, el CoF del acero inoxidable tratado con L-PBF en comparación con los cuerpos de reacción cerámicos con cargas aplicadas bajas varía de 0,5 a 0,728, 20, 42, que está en buen acuerdo con los valores de CoF medidos en este estudio.La disminución del CoF con el aumento de la carga en estado estacionario (alrededor del 14,1%) se puede atribuir a la degradación de la superficie que se produce en la interfaz entre la superficie desgastada y la contraparte, que se analizará con más detalle en la siguiente sección a través del análisis de la superficie del muestras desgastadas.
Coeficientes de fricción de muestras de VSMSS tratadas con ELP en trayectorias de deslizamiento a 3 N y 10 N, se marca una fase estacionaria para cada curva.
Las tasas de desgaste específicas de HKMS (625,7 HV) se estiman en 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm y 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm a 3 N y 10 N, respectivamente (Fig. 4).Por lo tanto, la tasa de desgaste aumenta al aumentar la carga, lo que concuerda con los estudios existentes sobre austenita tratada con L-PBF y PH SS17,43.En las mismas condiciones tribológicas, la tasa de desgaste a 3 N es aproximadamente una quinta parte de la del acero inoxidable austenítico tratado con L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), como en el caso anterior. .8. Además, la tasa de desgaste del HCMSS a 3 N fue significativamente menor que la de los aceros inoxidables austeníticos mecanizados convencionalmente y, en particular, mayor que la de los aceros prensados ​​altamente isotrópicos (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) y acero inoxidable austenítico mecanizado fundido (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV), 8, respectivamente.En comparación con estos estudios en la literatura, la resistencia al desgaste mejorada del HCMSS se atribuye al alto contenido de carbono y a la red de carburo formada que da como resultado una mayor dureza que los aceros inoxidables austeníticos mecanizados aditivamente mecanizados convencionalmente.Para estudiar más a fondo la tasa de desgaste de las muestras de HCMSS, se probó una muestra de acero martensítico para herramientas con alto contenido de carbono (HCMTS) (con una dureza de 790 HV) mecanizada de manera similar en condiciones similares (3 N y 10 N) para comparar;El material complementario es el mapa de perfil de superficie del HCMTS (Figura complementaria S2).La tasa de desgaste del HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) es casi la misma que la del HCMTS a 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), lo que indica una excelente resistencia al desgaste. .Estas características se atribuyen principalmente a las características microestructurales del HCMSS (es decir, alto contenido de carburo, tamaño, forma y distribución de las partículas de carburo en la matriz, como se describe en la Sección 3.1).Como se informó anteriormente31,44, el contenido de carburo afecta el ancho y la profundidad de la cicatriz de desgaste y el mecanismo de desgaste microabrasivo.Sin embargo, el contenido de carburo es insuficiente para proteger la matriz a 10 N, lo que provoca un mayor desgaste.En la siguiente sección, la morfología y la topografía de la superficie de desgaste se utilizan para explicar los mecanismos subyacentes de desgaste y deformación que afectan la tasa de desgaste del HCMSS.A 10 N, la tasa de desgaste de VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) es mayor que la de VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Por el contrario, estas tasas de desgaste siguen siendo bastante altas: en condiciones de prueba similares, la tasa de desgaste de los recubrimientos a base de cromo y estelita es menor que la del HCMSS45,46.Finalmente, debido a la alta dureza de la alúmina (1500 HV), la tasa de desgaste del acoplamiento fue insignificante y se encontraron signos de transferencia de material desde la muestra a las bolas de aluminio.
Desgaste específico en el mecanizado ELR de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HMCSS), el mecanizado ELR de acero martensítico para herramientas con alto contenido de carbono (HCMTS) y L-PBF, fundición y mecanizado por prensado isotrópico alto (HIP) de acero inoxidable austenítico (316LSS) en diversas aplicaciones las velocidades están cargadas.El diagrama de dispersión muestra la desviación estándar de las medidas.Los datos para aceros inoxidables austeníticos se toman de 8.
Si bien los revestimientos duros como el cromo y la estelita pueden proporcionar una mejor resistencia al desgaste que los sistemas de aleaciones mecanizados aditivamente, el mecanizado aditivo puede (1) mejorar la microestructura, especialmente para materiales con una amplia variedad de densidades.operaciones en la parte final;y (3) creación de nuevas topologías de superficie, como cojinetes fluidodinámicos integrados.Además, AM ofrece flexibilidad de diseño geométrico.Este estudio es particularmente novedoso e importante ya que es fundamental para dilucidar las características de desgaste de estas aleaciones metálicas recientemente desarrolladas con EBM, para las cuales la literatura actual es muy limitada.
La morfología de la superficie desgastada y la morfología de las muestras desgastadas a 3 N se muestran en la fig.5, donde el principal mecanismo de desgaste es la abrasión seguida de la oxidación.Primero, el sustrato de acero se deforma plásticamente y luego se retira para formar ranuras de 1 a 3 µm de profundidad, como se muestra en el perfil de la superficie (Fig. 5a).Debido al calor por fricción generado por el deslizamiento continuo, el material eliminado permanece en la interfaz del sistema tribológico, formando una capa tribológica que consiste en pequeñas islas de alto óxido de hierro que rodean carburos de alto cromo y vanadio (Figura 5b y Tabla 2).), como también se informó para el acero inoxidable austenítico tratado con L-PBF15,17.En la fig.5c muestra una intensa oxidación que se produce en el centro de la cicatriz de desgaste.Por lo tanto, la formación de la capa de fricción se ve facilitada por la destrucción de la capa de fricción (es decir, la capa de óxido) (Fig. 5f) o la eliminación de material se produce en áreas débiles dentro de la microestructura, acelerando así la eliminación de material.En ambos casos, la destrucción de la capa de fricción conduce a la formación de productos de desgaste en la interfaz, lo que puede ser la razón de la tendencia al aumento de CoF en el estado estacionario 3N (Fig. 3).Además, hay signos de desgaste en tres partes causado por óxidos y partículas de desgaste sueltas en la pista de desgaste, lo que finalmente conduce a la formación de microarañazos en el sustrato (Fig. 5b, e)9,12,47.
Perfil de superficie (a) y microfotografías (b-f) de la morfología de la superficie de desgaste de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con ELP a 3 N, sección transversal de la marca de desgaste en modo BSE (d) y microscopía óptica del desgaste. superficie en esferas de alúmina de 3 N (g).
Se formaron bandas deslizantes sobre el sustrato de acero, lo que indica deformación plástica debido al desgaste (Fig. 5e).También se obtuvieron resultados similares en un estudio del comportamiento de desgaste del acero austenítico SS47 tratado con L-PBF.La reorientación de los carburos ricos en vanadio también indica una deformación plástica de la matriz de acero durante el deslizamiento (Fig. 5e).Las micrografías de la sección transversal de la marca de desgaste muestran la presencia de pequeños hoyos redondos rodeados de microfisuras (Fig. 5d), que pueden deberse a una deformación plástica excesiva cerca de la superficie.La transferencia de material a las esferas de óxido de aluminio fue limitada, mientras que las esferas permanecieron intactas (Fig. 5g).
El ancho y la profundidad del desgaste de las muestras aumentaron al aumentar la carga (a 10 N), como se muestra en el mapa de topografía de la superficie (Fig. 6a).La abrasión y la oxidación siguen siendo los mecanismos de desgaste dominantes, y un aumento en el número de microarañazos en la pista de desgaste indica que el desgaste en tres partes también ocurre a 10 N (Fig. 6b).El análisis EDX mostró la formación de islas de óxido ricas en hierro.Los picos de Al en los espectros confirmaron que la transferencia de la sustancia de la contraparte a la muestra ocurrió a 10 N (Fig. 6c y Tabla 3), mientras que no se observó a 3 N (Tabla 2).El desgaste de tres cuerpos es causado por partículas de desgaste de islas de óxido y análogos, donde el análisis EDX detallado reveló restos de material de los análogos (Figura complementaria S3 y Tabla S1).El desarrollo de islas de óxido está asociado con fosas profundas, lo que también se observa en 3N (Fig. 5).El agrietamiento y la fragmentación de los carburos ocurren principalmente en carburos ricos en 10 N Cr (Fig. 6e, f).Además, los carburos de alto V se descascaran y desgastan la matriz circundante, lo que a su vez provoca un desgaste de tres partes.También apareció un hoyo similar en tamaño y forma al del carburo de alta V (resaltado en un círculo rojo) en la sección transversal de la pista (Fig. 6d) (ver análisis de tamaño y forma del carburo. 3.1), lo que indica que la alta V El carburo V puede desprenderse de la matriz a 10 N. La forma redonda de los carburos con alto V contribuye al efecto de tracción, mientras que los carburos aglomerados con alto contenido de Cr son propensos a agrietarse (Fig. 6e, f).Este comportamiento de falla indica que la matriz ha excedido su capacidad para resistir la deformación plástica y que la microestructura no proporciona suficiente resistencia al impacto a 10 N. El agrietamiento vertical debajo de la superficie (Fig. 6d) indica la intensidad de la deformación plástica que ocurre durante el deslizamiento.A medida que aumenta la carga, hay una transferencia de material desde la pista desgastada a la bola de alúmina (Fig. 6g), que puede estar en estado estacionario a 10 N. La razón principal de la disminución en los valores de CoF (Fig. 3).
Perfil de superficie (a) y microfotografías (b–f) de topografía de superficie desgastada (b–f) de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con EBA a 10 N, sección transversal de la pista de desgaste en modo BSE (d) y superficie de microscopio óptico de esfera de alúmina a 10 N (g).
Durante el desgaste por deslizamiento, la superficie está sujeta a tensiones de compresión y cizallamiento inducidas por anticuerpos, lo que resulta en una deformación plástica significativa debajo de la superficie desgastada34,48,49.Por lo tanto, el endurecimiento por trabajo puede ocurrir debajo de la superficie debido a la deformación plástica, afectando el desgaste y los mecanismos de deformación que determinan el comportamiento de desgaste de un material.Por lo tanto, en este estudio se realizó un mapeo de dureza de la sección transversal (como se detalla en la Sección 2.4) para determinar el desarrollo de una zona de deformación plástica (PDZ) debajo de la trayectoria de desgaste en función de la carga.Ya que, como se mencionó en los apartados anteriores, se observaron claros signos de deformación plástica debajo de la huella de desgaste (Fig. 5d, 6d), especialmente a 10 N.
En la fig.La Figura 7 muestra diagramas de dureza en sección transversal de marcas de desgaste de HCMSS tratados con ELP a 3 N y 10 N. Vale la pena señalar que estos valores de dureza se utilizaron como índice para evaluar el efecto del endurecimiento por trabajo.El cambio en la dureza debajo de la marca de desgaste es de 667 a 672 HV a 3 N (Fig. 7a), lo que indica que el endurecimiento por trabajo es insignificante.Presumiblemente, debido a la baja resolución del mapa de microdureza (es decir, la distancia entre las marcas), el método de medición de dureza aplicado no pudo detectar cambios en la dureza.Por el contrario, a 10 N se observaron zonas PDZ con valores de dureza de 677 a 686 HV con una profundidad máxima de 118 µm y una longitud de 488 µm (Fig. 7b), lo que se correlaciona con el ancho de la pista de desgaste ( Figura 6a)).Se encontraron datos similares sobre la variación del tamaño de PDZ con la carga en un estudio de desgaste en SS47 tratado con L-PBF.Los resultados muestran que la presencia de austenita retenida afecta la ductilidad de los aceros fabricados aditivamente 3, 12, 50, y la austenita retenida se transforma en martensita durante la deformación plástica (efecto plástico de transformación de fase), lo que mejora el endurecimiento por trabajo del acero.acero 51. Dado que la muestra de VCMSS contenía austenita retenida de acuerdo con el patrón de difracción de rayos X discutido anteriormente (Fig. 2e), se sugirió que la austenita retenida en la microestructura podría transformarse en martensita durante el contacto, aumentando así la dureza de PDZ ( Figura 7b).Además, la formación de deslizamiento que ocurre en la pista de desgaste (Fig. 5e, 6f) también indica deformación plástica causada por deslizamiento por dislocación bajo la acción del esfuerzo cortante en el contacto deslizante.Sin embargo, el esfuerzo cortante inducido a 3 N fue insuficiente para producir una alta densidad de dislocación o la transformación de austenita retenida en martensita observada por el método utilizado, por lo que el endurecimiento por trabajo se observó solo a 10 N (Fig. 7b).
Diagramas de dureza de la sección transversal de pistas de desgaste de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono sometidos a mecanizado por descarga eléctrica a 3 N (a) y 10 N (b).
Este estudio muestra el comportamiento de desgaste y las características microestructurales de un nuevo acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con ELR.Se llevaron a cabo pruebas de desgaste en seco en deslizamiento bajo diversas cargas y se examinaron muestras desgastadas mediante microscopía electrónica, perfilómetro láser y mapas de dureza de las secciones transversales de las pistas de desgaste.
El análisis microestructural reveló una distribución uniforme de carburos con un alto contenido de cromo (~18,2% de carburos) y vanadio (~4,3% de carburos) en una matriz de martensita y austenita retenida con microdureza relativamente alta.Los mecanismos de desgaste dominantes son el desgaste y la oxidación con cargas bajas, mientras que el desgaste de tres cuerpos causado por carburos de alta V estirados y óxidos de grano suelto también contribuye al desgaste con cargas crecientes.La tasa de desgaste es mejor que la del L-PBF y los aceros inoxidables austeníticos mecanizados convencionales, e incluso similar a la de los aceros para herramientas mecanizados con EBM con cargas bajas.El valor CoF disminuye al aumentar la carga debido a la transferencia de material al cuerpo opuesto.Utilizando el método de mapeo de dureza de la sección transversal, la zona de deformación plástica se muestra debajo de la marca de desgaste.El posible refinamiento del grano y las transiciones de fase en la matriz se pueden investigar más a fondo utilizando difracción de retrodispersión de electrones para comprender mejor los efectos del endurecimiento por trabajo.La baja resolución del mapa de microdureza no permite la visualización de la dureza de la zona de desgaste con cargas aplicadas bajas, por lo que la nanoindentación puede proporcionar cambios de dureza de mayor resolución utilizando el mismo método.
Este estudio presenta por primera vez un análisis exhaustivo de la resistencia al desgaste y las propiedades de fricción de un nuevo acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono tratado con ELR.Teniendo en cuenta la libertad de diseño geométrico de la AM y la posibilidad de reducir los pasos de mecanizado con AM, esta investigación podría allanar el camino para la producción de este nuevo material y su uso en dispositivos relacionados con el desgaste, desde ejes hasta moldes de inyección de plástico con complicado canal de enfriamiento.
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