Verschleißfestigkeit eines additiv gefertigten Hochs

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 12554 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Das Trockengleitverschleißverhalten eines martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMSS), der aus ~ 22,5 Vol.-% Chrom (Cr)- und Vanadium (V)-reichen Karbiden besteht und durch Elektronenstrahlschmelzen (EBM) verarbeitet wurde, wurde erfasst. Die Mikrostruktur bestand aus Martensit- und Restaustenitphasen mit einer homogenen Verteilung von V-reichen Karbiden im Submikronbereich und Cr-reichen Karbiden im Mikrometerbereich, was zu einer relativ hohen Härte führte. Der CoF nahm mit zunehmender Belastung im stationären Zustand um ~ 14,1 % ab, was auf den Materialtransfer von der Verschleißspur über den Gegenkörper zurückzuführen ist. Die Verschleißrate des HCMSS im Vergleich zu martensitischem Werkzeugstahl, der auf die gleiche Weise verarbeitet wurde, war bei geringer Belastung nahezu identisch. Der vorherrschende Verschleißmechanismus war die Entfernung der Stahlmatrix durch Abrieb, gefolgt von der Oxidation der Verschleißspur, während mit zunehmender Belastung abrasiver Dreikörperverschleiß auftrat. Eine plastisch verformte Zone unterhalb der Verschleißspur wurde durch Querschnittshärtekartierung entdeckt. Spezifische Phänomene, die bei zunehmend aggressiven Verschleißbedingungen auftraten, wurden mit Karbidrissen, Herausziehen von V-reichen Karbiden und Matrixrissen beschrieben. Diese Studie enthüllte die Verschleißleistung des additiv gefertigten HCMSS, was den Weg für die Herstellung von Komponenten für verschleißbezogene Anwendungen ebnen könnte, die von Wellen bis hin zu Kunststoffspritzgussformen über EBM reichen.

Rostfreie Stähle (SS) sind eine vielseitige Stahlfamilie, die aufgrund ihrer hohen Korrosionsbeständigkeit und geeigneten mechanischen Eigenschaften in einem breiten Spektrum von Luft- und Raumfahrt-, Automobil-, Lebensmittelverarbeitungs- und vielen anderen technischen Anwendungen weit verbreitet ist1,2,3. Ihre hohe Korrosionsbeständigkeit wird auf den hohen Chromgehalt (über 11,5 Gew.-%) in Edelstahl zurückgeführt, der die Bildung eines chromreichen Oxidfilms auf der Oberfläche erleichtert1. Allerdings haben die meisten Edelstahlsorten einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und daher eine begrenzte Härte und Verschleißfestigkeit, was zu einer kürzeren Lebensdauer bei verschleißbedingten Anwendungen wie Landungskomponenten in der Luftfahrt führt4. Sie besitzen normalerweise eine geringe Härte (im Bereich zwischen 180 und 450 HV), und nur einige wärmebehandelte martensitische SS-Sorten weisen eine hohe Härte (bis zu 700 HV) auf, die mit ihrem hohen Kohlenstoffgehalt (bis zu 1,2 Gew.-%) zusammenhängt, der die Bildung begünstigen kann von Martensit1. Kurz gesagt, der hohe Kohlenstoffgehalt senkt die Martensit-Umwandlungstemperatur, was eine vollständig martensitische Mikrostruktur bei hohen Abkühlgeschwindigkeiten ermöglicht und eine verschleißfeste Mikrostruktur erhält. Um die Verschleißleistung der Matrix weiter zu verbessern, können Hartphasen (z. B. Karbide) in die Stahlmatrix eingebaut werden.

Die Implementierung der additiven Fertigung (AM) ermöglicht die Herstellung neuartiger Materialien mit gewünschten Zusammensetzungen, mikrostrukturellen Merkmalen und überlegenen mechanischen Eigenschaften5,6. Beispielsweise kann die Pulverbettschmelzung (PBF), eines der am meisten kommerzialisierten AM-Verfahren, vorlegierte Pulver abscheiden, um eine endkonturnahe Komponente zu bilden, indem das Pulver mithilfe einer Wärmequelle wie einem Laser oder einem Elektronenstrahl geschmolzen wird7. Mehrere Studien haben gezeigt, dass AM-bearbeitete SS-Teile den konventionell gefertigten Gegenstücken überlegen sein können. Beispielsweise wurde gezeigt, dass AM-behandeltes austenitisches Edelstahl aufgrund der feineren Mikrostruktur (d. h. Hall-Petch-Beziehung) verbesserte mechanische Eigenschaften aufweist3,8,9. Die Wärmebehandlung in AM-verarbeitetem ferritischem SS förderte die Bildung zusätzlicher Ausscheidungen und sorgte für ähnliche mechanische Eigenschaften wie herkömmliche Gegenstücke3,10. AM-verarbeiteter Duplex-Edelstahl mit hoher Festigkeit und Härte wurde eingeführt, wobei die verbesserten mechanischen Eigenschaften auf die Cr-reichen intermetallischen Phasen innerhalb der Mikrostruktur zurückzuführen sind11. Darüber hinaus können verbesserte mechanische Eigenschaften für AM-verarbeitetes martensitisches SS und ausscheidungsgehärtetes SS erzielt werden, indem der Restaustenit innerhalb der Mikrostruktur kontrolliert und die AM-Verarbeitungs- und Wärmebehandlungsparameter optimiert werden3,12,13,14.

Bisher wurde der tribologischen Leistung von AM-behandeltem austenitischem Edelstahl im Vergleich zu anderen Edelstahl viel Aufmerksamkeit geschenkt. Das tribologische Verhalten von mittels Laser-Pulverbettschmelzen (L-PBF) verarbeitetem 316L wurde als Funktion der AM-Verarbeitungsparameter untersucht. Es zeigte sich, dass die Minimierung der Porosität durch Reduzierung der Scangeschwindigkeit oder Erhöhung der Laserleistung die Verschleißfestigkeit förderte15,16. Li et al.17 führten Trockengleitverschleißtests unter verschiedenen Parametern (Belastungen, Frequenzen und Temperaturen) durch und zeigten, dass der primäre Verschleißmechanismus Abrieb bei Raumtemperatur war, während die Erhöhung der Gleitgeschwindigkeit und -temperatur die Oxidation förderte. Die entwickelte Oxidschicht sorgte für eine tragende Wirkung und die Reibungskräfte verringerten sich mit zunehmender Temperatur, während die Verschleißrate bei höheren Temperaturen zunahm. In anderen Studien förderte die Zugabe von TiC18-, TiB219- und SiC20-Partikeln in die L-PBF-verarbeitete 316L-Matrix die Verschleißfestigkeit aufgrund der Entwicklung einer verdichteten kaltverfestigten Triboschicht mit zunehmendem Volumenverhältnis harter Partikel. Eine schützende Oxidschicht wurde auch bei mit L-PBF verarbeitetem ausscheidungsgehärtetem12 und Duplex-SS11 beobachtet, während gezeigt wurde, dass die Verschleißfestigkeit durch Begrenzung der Menge an Restaustenit durch Nachwärmebehandlung12 verbessert werden konnte. Wie hier zusammengefasst, konzentrierte sich die Literatur hauptsächlich auf das tribologische Verhalten der 316L SS-Familie, während es nur wenige Daten zum tribologischen Verhalten der AM-verarbeiteten martensitischen SS-Familie mit viel höherem Kohlenstoffgehalt gibt.

Das Elektronenstrahlschmelzen (EBM), eine dem L-PBF ähnliche Technik, ermöglicht die Bildung von Mikrostrukturen mit feuerfesten Karbiden (z. B. vanadium- und chromreichen Karbiden), da damit höhere Temperaturen und Scangeschwindigkeiten als mit dem Laserstrahl erreicht werden können21,22. Die verfügbare Literatur zu EBM-verarbeitetem Edelstahl befasst sich in erster Linie mit der Ermittlung der optimalen EBM-Verarbeitungsparameter zur Erzielung riss- und porenfreier Mikrostrukturen mit verbesserten mechanischen Eigenschaften23,24,25,26, während für die tribologische Leistung von EBM nur begrenzte Arbeiten verfügbar sind. SS verarbeitet. Bisher wurden die Verschleißmechanismen eines EBM-verarbeiteten martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt unter begrenzten Bedingungen untersucht, wobei berichtet wurde, dass es bei Abrieb (Sandpapier-Medientests), Trocken- und Schlammerosionsbedingungen zu einer starken plastischen Verformung kam27.

In der vorliegenden Studie wurde die Verschleiß- und Reibungsleistung des unten erwähnten EBM-verarbeiteten martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt unter trockenen Gleitbedingungen untersucht. Zunächst wurden die mikrostrukturellen Merkmale mittels Rasterelektronenmikroskopie (REM), energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDX), Röntgenbeugung und Bildanalyse charakterisiert. Die mit diesen Methoden gewonnenen Daten wurden dann als Grundlage für tribologische Verhaltensbeobachtungen verwendet, die durch die Durchführung trockener Hin- und Herbewegungstests bei verschiedenen Belastungen durchgeführt wurden. Schließlich wurden die verschlissenen Oberflächenmorphologien mithilfe von SEM-EDX und Laserprofilometrie untersucht. Die Verschleißrate wurde quantifiziert und mit einem ähnlich verarbeiteten martensitischen Werkzeugstahl verglichen. Dies wurde durchgeführt, um eine Vergleichsbasis zwischen diesem SS-System und dem üblicherweise für die Verschleißfestigkeit verwendeten System mit derselben Verarbeitungshistorie zu erstellen. Schließlich wurden mithilfe eines Härtekartierungsalgorithmus Querschnittshärtekarten der Verschleißspuren demonstriert, die die plastische Verformung aufzeigten, die während des Kontakts auftrat. Es ist zu beachten, dass die tribologischen Tests dieser Studie durchgeführt werden, um ein tieferes Verständnis des tribologischen Verhaltens dieses neuartigen Materials zu vermitteln und nicht, um eine bestimmte Anwendung zu simulieren. Die vorliegende Studie trägt dazu bei, den aktuellen Wissensstand über das tribologische Verhalten eines neuartigen AM-verarbeiteten martensitischen Edelstahls zu erweitern, der speziell für verschleißbedingte Anwendungen entwickelt wurde, die in korrosiven Umgebungen betrieben werden müssen.

EBM-verarbeitete Proben aus martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMSS) (kommerziell bezeichnet als Vibenite® 350), entwickelt und geliefert von VBN Components AB, Schweden. Die nominale chemische Zusammensetzung der Proben beträgt 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (Gew.-%). Zunächst wurden trockene Gleittestproben (40 mm × 20 mm × 5 mm) aus rechteckigen Coupons (42 mm × 22 mm × 7 mm) im Lieferzustand ohne Nachwärmebehandlung mittels Elektroerosion (EDM) hergestellt. Anschließend wurden die Proben nacheinander mit SiC-Schleifpapier der Körnung 240 bis 2400 P geschliffen, um eine Oberflächenrauheit (Ra) von ~ 0,15 μm zu erhalten. Darüber hinaus wurden EBM-verarbeitete Proben aus martensitischem Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMTS) (kommerziell als Vibenite® 150 bezeichnet) mit einer nominellen chemischen Zusammensetzung von 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V und 85,5 Fe (Gew.-%) verwendet ebenfalls mit der gleichen Methodik erstellt. HCMTS enthält 8 Vol.-% Karbide und wird nur zum Vergleich der Verschleißratendaten des HCMSS 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 mikroskopische Aufnahmen mit einer Fläche von 3500 μm2 wurden zufällig im Rückstreuelektronenmodus (BSE) aufgenommen und anschließend wurden Flächenanteil (d. h. Volumenanteil), Größe und Form der mikrostrukturellen Merkmale (d. h. Karbide) mithilfe der Bildanalyse (ImageJ®)28 analysiert. Aufgrund der Morphologie der beobachteten Merkmale wurde angenommen, dass der Flächenanteil dem Volumenanteil entspricht. Darüber hinaus wurden die Formfaktoren der Karbide mithilfe der Formfaktorgleichung (Shfa) berechnet:

Hier 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 LynxEye 1D-Streifendetektor) mit Co-Kα-Strahlung (λ = 1,79026 Å) durchgeführt. Die Proben wurden über einen 2θ-Bereich von 35° bis 130° mit einer Schrittgröße von 0,02° und einer Schrittzeit von 2 s gescannt. Die XRD-Daten wurden mit der Diffract.EVA-Software analysiert, die 2021 mit einer kristallografischen Datenbank aktualisiert wurde. Darüber hinaus wurde ein Vickers-Härteprüfgerät (Struers Durascan 80, Österreich) für die Mikrohärteprüfung verwendet. An den metallographisch vorbereiteten Proben wurden gemäß der Norm ASTM E384-1730 30 Eindrücke mit einem Abstand von 0,35 mm bei 5 kgf für 10 s durchgeführt. Die mikrostrukturelle Charakterisierung von HCMTS wurde bereits zuvor von den Autoren beschrieben31.

Ein Kugel-auf-Platte-Tribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) wurde zur Durchführung trockener hin- und hergehender Verschleißtests eingesetzt, dessen Konfiguration an anderer Stelle beschrieben wird31. Die Testparameter waren wie folgt: 3 N Last, 1 Hz Frequenz, 3 mm Hub für 1 Stunde gemäß ASTM G133-05-Standard32. Als Gegenkörper wurden Aluminiumoxidkugeln (Al2O3 mit Präzisionsgrad 28/ISO 3290) mit einem Durchmesser von 10 mm verwendet. Ihre Makrohärte betrug ~ 1500 HV und die Oberflächenrauheit (Ra) betrug ~ 0,05 μm, geliefert von Redhill Precision, Tschechische Republik . Ein Aluminiumoxid-Gegenkörper wurde ausgewählt, um den Einfluss oxidativer Effekte, die vom Gegenkörper ausgehen könnten, zu verhindern und ein besseres Verständnis der Verschleißmechanismen des Coupons unter starken Verschleißbedingungen zu ermöglichen. Es ist zu beachten, dass die Testparameter mit denen in Ref. 8 identisch sind, um die Verschleißratendaten mit dieser bestehenden Studie zu vergleichen. Zusätzlich wurde eine Reihe von Hin- und Herbewegungstests mit einer aufgebrachten Last von 10 N durchgeführt, um die tribologische Leistung bei höheren Lasten zu untersuchen, wobei die anderen Testparameter gleich blieben. Die anfänglichen Hertzschen Kontaktdrücke betrugen 7,7 MPa und 11,5 MPa bei 3 N bzw. 10 N. Während der Verschleißtests wurden die Reibungskräfte mit einer Frequenz von 45 Hz aufgezeichnet und die durchschnittlichen Werte des Reibungskoeffizienten (CoF) berechnet. Für jede Belastung wurden drei Messungen unter Umgebungsbedingungen durchgeführt.

Die Verschleißspuren wurden mit dem oben genannten SEM untersucht, während eine EDX-Analyse durchgeführt wurde, um die Elementzusammensetzung der verschlissenen Oberflächen mithilfe der Aztec-Erfassungssoftware zu analysieren. Die abgenutzten Oberflächen der Gegenkörper wurden mit einem optischen Mikroskop (Keyence VHX-5000, Japan) untersucht. Ein berührungsloses Laserprofilometer (NanoFocus μScan, Deutschland) wurde verwendet, um die Verschleißspuren mit einer vertikalen Auflösung von ± 0,1 μm in z und 5 μm in x- und y-Richtung zu scannen. Oberflächenprofilkarten der Verschleißspuren wurden in Matlab® unter Verwendung der aus den Profilometriemessungen erhaltenen x-, y- und z-Koordinaten erstellt. Mehrere senkrechte Linienprofile zur Verschleißspur, extrahiert aus den Oberflächenprofilkarten, um den Verschleißvolumenverlust der Verschleißspuren zu berechnen. Der Volumenverlust wird als Produkt aus der durchschnittlichen Querschnittsfläche der Leitungsprofile und der Länge der Verschleißspur berechnet. Weitere Einzelheiten dieser Methodik wurden zuvor von den Autoren beschrieben33. Daraus wurde die spezifische Verschleißrate (k) nach folgender Formel ermittelt:

Dabei ist V der Verschleißvolumenverlust (mm3), W die aufgebrachte Last (N), L der Gleitweg (mm) und k die spezifische Verschleißrate (mm3/Nm)34. Die Reibungsdaten und Oberflächenprofilkarten für das HCMTS wurden in das Zusatzmaterial (Ergänzungsabbildungen S1 und Abbildungen S2) aufgenommen, das zum Vergleich der Verschleißrate des HCMSS verwendet wurde.

In der vorliegenden Studie wurden Querschnittshärtekarten der Verschleißspuren verwendet, um das plastische Verformungsverhalten der vom Verschleiß betroffenen Zone (dh Kaltverfestigung aufgrund des Kontaktdrucks) zu demonstrieren. Die abgenutzten Proben wurden mit einem Aluminiumoxid-Schneidrad unter Verwendung einer Trennmaschine (Struers Accutom-5, Österreich) geschnitten und mit SiC-Schleifpapier der Körnung 240 bis 4000 P über die Dicke der Coupons geschliffen. Mikrohärtemessungen mit 0,5 kgf für 10 s und einem Abstand von 0,1 mm wurden gemäß der Norm ASTM E348-17 durchgeführt. Die Vertiefungen wurden auf einem rechteckigen Raster von 1,26 × 0,3 mm2 und etwa 60 µm unter der Oberfläche lokalisiert (Abb. 1), und dann wurden Härtekarten mithilfe eines angepassten Matlab®-Codes visualisiert, der an anderer Stelle beschrieben wird35. Darüber hinaus wurden die Querschnittsmikrostrukturen der verschleißbeeinflussten Zone mithilfe eines REM untersucht.

Schematische Darstellung der Verschleißspur, die die Position des Querschnitts zeigt (a), eine optische Mikroaufnahme der Härtekartierung, die den Fußabdruck der Zacken im Querschnitt zeigt (b).

Die Mikrostruktur des EBM-verarbeiteten HCMSS besteht aus einem homogenen Netzwerk von Karbiden, das von einer Matrix umgeben ist (Abb. 2a, b). Die EDX-Analyse zeigt, dass es sich bei den grau gefärbten und dunkel gefärbten Karbiden um Cr-reiche bzw. V-reiche Karbide handelt (Tabelle 1). Wie durch Bildanalyse berechnet, beträgt der Volumenanteil der Karbide schätzungsweise ~ 22,5 % (~ 18,2 % Cr-reiche Karbide und ~ 4,3 % V-reiche Karbide). Die durchschnittlichen Korngrößen mit Standardabweichung betragen 0,64 ± 0,2 μm und 1,84 ± 0,4 μm für V-reiche bzw. Cr-reiche Karbide (Abb. 2c, d). Die V-reichen Karbide neigen dazu, kreisförmiger zu sein, mit einem Formfaktor (± Standardabweichung) von ~ 0,88 ± 0,03, da ein Formfaktor mit einem Wert nahe 1 einem kreisförmigen Karbid entspricht. Im Gegensatz dazu sind die Cr-reichen Karbide nicht vollständig kreisförmig und haben einen Formfaktor von ~ 0,56 ± 0,01, was möglicherweise auf die Agglomeration zurückzuführen ist. Martensit- (α, BCC) und Restaustenit- (γ′, FCC) Beugungspeaks werden im XRD-Muster des HCMSS nachgewiesen, wie in Abb. 2e dargestellt. Darüber hinaus zeigt das XRD-Diffraktogramm das Vorhandensein von Sekundärkarbiden. Die Cr-reichen Karbide werden als Karbide vom Typ M3C2 und M23C6 identifiziert. Laut Literatur wurden Beugungspeaks von VC-Carbiden bei ≈ 43° und 63° berichtet36,37,38. Es wird angenommen, dass die VC-Peaks durch die M23C6-Peaks von Cr-reichen Carbiden maskiert wurden (Abb. 2e).

Mikrostrukturen von EBM-verarbeitetem martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (a) bei geringer Vergrößerung und (b) bei starker Vergrößerung mit Cr-reichen, V-reichen Karbiden und einer Edelstahlmatrix (Rückstreuelektronenmodus). Histogramme, die die Korngrößenverteilung von (c) Cr-reichen und (d) V-reichen Karbiden zeigen. XRD-Muster, das das Vorhandensein von Martensit, Restaustenit und Karbiden in der Mikrostruktur zeigt (d).

Die durchschnittliche Mikrohärte beträgt 625,7 + 7,5 HV5, was im Vergleich zu nicht wärmebehandeltem, konventionell verarbeitetem martensitischem Edelstahl (450 HV)1 eine relativ hohe Härte darstellt. Die Nanoindentationshärte der V-reichen Karbide und Cr-reichen Karbide liegt Berichten zufolge zwischen 12 und 32,5 GPa39 bzw. 13–22 GPa40. Daher wird die hohe Härte von EBM-verarbeitetem HCMSS auf den hohen Kohlenstoffgehalt zurückgeführt, der die Bildung von Karbidnetzwerken förderte. Zusammenfassend lässt sich sagen, dass das EBM-verarbeitete HCMSS ohne zusätzliche Nachwärmebehandlung vielversprechende mikrostrukturelle Eigenschaften und Härte aufweist.

Die Kurven des mittleren Reibungskoeffizienten (CoF) der Proben bei 3 N und 10 N sind in Abb. 3 dargestellt; Die halbtransparente Schattierung gibt den Bereich der minimalen und maximalen Reibungswerte an. Jede Kurve zeigt Einlauf- und Beharrungsphasen. Die Einlaufphase endet bei 1,2 m mit einem CoF (± Standardabweichung) von 0,41 ± 0,24 bei 3 N, während sie bei 3,7 m mit einem CoF von 0,71 ± 0,16 bei 10 N endet, und dann tritt die stationäre Phase ein wo sich die Reibung nicht so schnell ändert. Die Reibungskräfte steigen in den Einlaufphasen sowohl bei 3 N als auch bei 10 N aufgrund der kleinen Kontaktfläche und der anfänglichen plastischen Verformung der Unebenheiten41 schnell an, während bei 10 N möglicherweise höhere Reibungskräfte und ein längerer Gleitweg auftreten höhere Oberflächenschädigung im Vergleich zu 3 N. Der CoF im stationären Zustand beträgt 0,78 ± 0,05 und 0,67 ± 0,01 für 3 N bzw. 10 N. Der CoF ist bei 10 N nahezu stabil, während er bei 3 N allmählich ansteigt. In der begrenzten Literatur wurde berichtet, dass der CoF von L-PBF-verarbeitetem SS gegenüber keramischen Gegenkörpern bei geringer Belastung zwischen 0,5 und 0,728,20,42 liegt , was gut mit den gemessenen CoF-Werten dieser Studie übereinstimmt. Die Abnahme von CoF (ca. 14,1 %) mit zunehmender Belastung im stationären Zustand könnte auf die Oberflächenverschlechterung zurückgeführt werden, die an der Grenzfläche zwischen der verschlissenen Oberfläche und dem Gegenkörper auftrat, was durch die Oberflächenanalyse der verschlissenen Proben in der weiter diskutiert wird folgenden Abschnitten.

Der Reibungskoeffizient gegenüber der Gleitstrecke von EBM-verarbeiteten HCMSS-Proben bei 3 N und 10 N; Steady-State-Stadien werden für jede Kurve mit Anmerkungen versehen.

Die spezifische Verschleißrate von HCMSS (625,7 HV) wurde 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). Somit nahm die Verschleißrate mit zunehmender Belastung zu, was gut mit den vorhandenen Studien zu L-PBF-verarbeitetem Austenit und PH-SS17,43 übereinstimmt. Die Verschleißrate bei 3 N ist etwa ein Fünftel niedriger als der Wert eines L-PBF-verarbeiteten austenitischen Edelstahls (k = 3,50 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 229 HV) unter den gleichen tribologischen Bedingungen, wie in a berichtet vorherige Studie8. Darüber hinaus ist die Verschleißrate von HCMSS bei 3 N deutlich geringer als bei herkömmlich verarbeitetem austenitischem SS; Genauer gesagt ist er um etwa ein Sechstel und ein Siebtel des Wertes eines hochisotropen Pressens (k = 4,20 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 176 HV) und eines Gusses (k = 4,70 ± 0,3 × 10) niedriger −5 mm3/Nm, 156 HV) verarbeiteter austenitischer Edelstahl8. Die verbesserte Verschleißfestigkeit von HCMSS im Vergleich zu den Studien in der Literatur wird auf den hohen Kohlenstoffgehalt und das gebildete Karbidnetzwerk zurückgeführt, was zu einer höheren Härte als AM-verarbeiteter und konventionell verarbeiteter austenitischer Edelstahl führt. Um die Verschleißrate der HCMSS-Proben weiter zu untersuchen, wurden ähnlich verarbeitete Proben aus martensitischem Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMTS) (mit einer Härte von 790 HV) zum Vergleich unter ähnlichen Bedingungen (bei 3 N und 10 N) getestet; Oberflächenprofilkarten von HCMTS im Zusatzmaterial enthalten (Ergänzungsabbildung S2). Die Verschleißrate von HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) war im Vergleich zur Verschleißrate von HCMTS bei 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm) nahezu gleich, was auf ein hindeutet außergewöhnliche Verschleißfestigkeit. Diese Leistung wurde hauptsächlich auf die mikrostrukturellen Merkmale von HCMSS zurückgeführt (dh ein hoher Karbidgehalt, die Größe, Form und Verteilung der Karbidpartikel innerhalb der Matrix, wie in Abschnitt 3.1 beschrieben). Wie bereits berichtet31,44 beeinflusst der Karbidgehalt die Breite und Tiefe der Verschleißspur sowie die mikroabrasiven Verschleißmechanismen. Der Karbidgehalt reichte jedoch nicht aus, um die Matrix bei 10 N zu schützen, was zu einem Anstieg der Verschleißrate führte. Im folgenden Abschnitt werden verschlissene Oberflächenmorphologien und Topographien verwendet, um die vorherrschenden Verschleiß- und Verformungsmechanismen zu erklären, die die Verschleißrate des HCMSS beeinflussen. Die Verschleißrate von HCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) war höher als die Verschleißrate von HCMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm) bei 10 N. Vergleichsweise Diese Verschleißraten sind immer noch recht hoch: Chrombasierte und Stellite-Beschichtungen weisen unter ähnlichen Testbedingungen geringere Verschleißraten auf als HCMSS45,46. Schließlich war die Verschleißrate des Gegenkörpers aufgrund der hohen Härte von Aluminiumoxid (1500 HV) vernachlässigbar und es gab Anzeichen einer Materialübertragung von der Probe auf die Aluminiumoxidkugeln.

Spezifische Verschleißraten von EBM-verarbeitetem martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMSS), EBM-verarbeitetem martensitischem Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (HCMTS) und L-PBF-, Guss- und HIP-verarbeitetem austenitischem Edelstahl (316LSS) bei unterschiedlichen Belastungen. Die Streubalken zeigen die Standardabweichung der Messwerte. Die Daten für austenitischen Edelstahl wurden abgerufen von8.

Trotz der Tatsache, dass Hartbeschichtungen wie Chrom-basierte und Stellite-Beschichtungen eine höhere Verschleißfestigkeit bieten können als AM-verarbeitete Legierungssysteme, ermöglicht AM (1) eine Verfeinerung der Mikrostruktur, insbesondere bei Legierungen, deren Bestandteile große Dichteunterschiede aufweisen, ( 2) die Reduzierung subtraktiver Operationen an einem Endteil und (3) die Herstellung neuartiger Oberflächentopologien, wie beispielsweise integrierte hydrodynamische Lager. Darüber hinaus bietet AM geometrische Gestaltungsfreiheit. Diese Studie ist besonders neu und bedeutsam, da es von entscheidender Bedeutung ist, das Verschleißverhalten dieser neu entwickelten Metalllegierungen mittels EBM aufzudecken, wo die aktuelle Literatur nur sehr begrenzt ist.

Die verschlissenen Oberflächenmorphologien und die Topographie der verschlissenen Proben bei 3 N sind in Abb. 5 dargestellt, wobei der vorherrschende Verschleißmechanismus Abrieb gefolgt von Oxidation war. Zuerst wurde die Stahlmatrix plastisch verformt und dann wurde die Stahlmatrix entfernt, wodurch Rillen mit einer Tiefe zwischen ~ 1 und 3 μm entstanden, wie in der Oberflächenprofilkarte dargestellt (Abb. 5a). Das entfernte Material blieb an der Grenzfläche des Tribosystems und bildete aufgrund der Reibungswärme aus dem kontinuierlichen Gleiten eine Triboschicht, die aus kleinen Fe-reichen Oxidinseln um Cr-reiche und V-reiche Karbide (Abb. 5b und Tabelle 2) besteht auch für L-PBF-verarbeitetes austenitisches SS15,17 berichtet. Abbildung 5c zeigt die starke Oxidation, die in der Mitte der Verschleißspur auftrat. Entweder wurde der Materialabtrag aufgrund des Bruchs der Triboschicht (dh der Oxidschicht) beschleunigt (Abb. 5f), oder der Materialabtrag schritt in den schwachen Bereichen innerhalb der Mikrostruktur voran und förderte die Bildung der Triboschicht. In beiden Fällen erzeugte der Bruch der Triboschicht Abrieb an der Grenzfläche, was möglicherweise der Grund für den steigenden Trend des CoF im stationären Zustand bei 3 N ist (Abb. 3). Darüber hinaus gab es Anzeichen von Dreikörperabrieb, der durch das Oxid und lose Verschleißpartikel auf der Verschleißspur verursacht wurde und schließlich Mikrokratzer auf der Matrix bildete (Abb. 5b, e)9,12,47.

Oberflächenprofilkarte (a) und Mikroaufnahmen der verschlissenen Oberflächenmorphologien (b–f), der Querschnitt der Verschleißspur (d) im BSE-Modus für EBM-verarbeiteten martensitischen Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt bei 3 N und die optische Mikroskopie der verschlissenen Oberfläche der Aluminiumoxidkugel bei 3 N (g).

Auf der Stahlmatrix bildeten sich Gleitbänder, die auf die plastische Verformung aufgrund von Verschleiß hinweisen (Abb. 5e). Ähnliche Ergebnisse wurden auch in einer Studie zum Verschleißverhalten von L-PBF-verarbeitetem austenitischem SS47 berichtet. Die Neuausrichtung der V-reichen Karbide deutete auch auf die plastische Verformung der Stahlmatrix während des Gleitens hin (Abb. 5e). Die mikroskopische Querschnittsaufnahme der Verschleißspur zeigte das Vorhandensein kleiner kreisförmiger Vertiefungen, die von Mikrorissen umgeben sind (Abb. 5d), möglicherweise aufgrund der übermäßigen plastischen Verformung der oberflächennahen Oberfläche. Die Materialübertragung auf die Aluminiumoxidkugel war begrenzt, während die Kugel unbeschädigt blieb (Abb. 5g).

Die Verschleißbreite und -tiefe der Proben nahm mit zunehmender Belastung (bei 10 N) zu, wie in der Karte der Oberflächentopographie dargestellt (Abb. 6a). Abrieb und Oxidation waren immer noch die vorherrschenden Verschleißmechanismen, während die erhöhte Anzahl von Mikrokratzern auf der Verschleißspur darauf hindeutet, dass der Dreikörperabrieb auch bei 10 N signifikant war (Abb. 6b). Die EDX-Analyse zeigte die Bildung von Fe-reichen Oxidinseln. Die Al-Peaks im Spektrum bestätigten, dass bei 10 N ein Materialtransfer vom Gegenkörper auf die Probe stattfand (Abb. 6c und Tabelle 3), der bei 3 N nicht beobachtet wurde (Tabelle 2). Der Dreikörperabrieb wurde durch Abriebpartikel von den Oxidinseln und dem Gegenkörper verursacht, wobei eine detaillierte EDX-Analyse einen Materialtransfer vom Gegenkörper ergab (Ergänzende Abbildung S3 und Tabelle S1). Die Entwicklung der Oxidinseln war mit großen Vertiefungen verbunden, wie sie auch bei 3 N beobachtet wurden (Abb. 5). Karbidrisse und -fragmentierung traten hauptsächlich bei Cr-reichen Karbiden bei 10 N auf (Abb. 6e, f). Darüber hinaus lösten und schleiften V-reiche Karbide die umgebende Matrix ab und verursachten dann einen weiteren Dreikörperabrieb. Im Querschnitt der Spur (Abb. 6d) gab es auch eine Grube (hervorgehoben durch einen roten Kreis) mit einer ähnlichen Größe und Form wie die Größe von V-reichen Karbiden (siehe Analyse der Karbidgröße und -form in Abschn . 3.1), was zeigt, dass V-reiche Karbide möglicherweise bei 10 N aus der Matrix gelöst wurden. Die kreisförmige Form V-reicher Karbide förderte den Herauszieheffekt, während die agglomerierten Cr-reichen Karbide anfällig für Risse waren (Abb. 6e ,F). Dieses Bruchverhalten deutete darauf hin, dass die Fähigkeit der Matrix, einer plastischen Verformung standzuhalten, bereits überschritten war und die Mikrostruktur bei 10 N keine ausreichende Zähigkeit aufwies. Vertikale Risse im Untergrund (Abb. 6d) zeigten die Intensität der plastischen Verformung an, die während des Gleitens auftrat . Mit zunehmender Belastung wurde etwas Material von der Verschleißspur auf die Aluminiumoxidkugel übertragen (Abb. 6g), was möglicherweise der Grund für die verringerten CoF-Werte bei 10 N im stationären Zustand ist (Abb. 3).

Oberflächenprofilkarte (a) und Mikroaufnahmen der verschlissenen Oberflächenmorphologien (b–f), der Querschnitt der Verschleißspur (d) im BSE-Modus für EBM-verarbeiteten martensitischen Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt bei 10 N und die optische Mikroskopie der verschlissenen Oberfläche Oberfläche der Aluminiumoxidkugel bei 10 N (g).

Beim Gleitverschleiß wird die Oberfläche durch den Gegenkörper Druck- und Scherspannungen ausgesetzt, was zu einer erheblichen plastischen Verformung unter der verschlissenen Oberfläche führt34,48,49. Folglich kann es aufgrund der plastischen Verformung zu Kaltverfestigungen im Untergrund kommen, die den Verschleiß und die Verformungsmechanismen beeinflussen, die das Verschleißverhalten von Materialien bestimmen. Daher wurde in der vorliegenden Studie eine Querschnittshärtekartierung (wie in Abschnitt 2.4 beschrieben) durchgeführt, um die Entwicklung einer plastisch deformierten Zone (PDZ) unterhalb der Verschleißspur als Funktion der Belastung zu identifizieren. Seitdem wurden deutliche Anzeichen einer plastischen Verformung unterhalb der Verschleißspur beobachtet (Abb. 5d, 6d), insbesondere bei 10 N, wie in den vorherigen Abschnitten erläutert.

In Abb. 7 sind die Querschnittshärtekarten der Verschleißspur von EBM-verarbeitetem HCMSS bei 3 N und 10 N dargestellt. Es ist erwähnenswert, dass diese Härtewerte als Indikator zur Bewertung der dehnungsverstärkenden Wirkung verwendet werden. Die Härteschwankung unter der Verschleißspur lag zwischen 667 und 672 HV bei 3 N (Abb. 7a), was darauf hindeutet, dass die Kaltverfestigung unbedeutend war. Vermutlich war die angewandte Härtemessmethode aufgrund der geringen Auflösung (dh des Abstands zwischen den Idents) der Mikrohärtekartierung nicht in der Lage, eine Härteänderung zu erkennen. Im Gegensatz dazu wurde bei 10 N eine PDZ-Zone mit Härtewerten zwischen 677 und 686 HV und einer maximalen Tiefe von 118 μm und einer Länge von 488 μm beobachtet (Abb. 7b), die gut mit der Breite der Verschleißspur korreliert (Abb. 6a). ). Ähnliche Ergebnisse zur Variation der PDZ-Größe als Funktion der Belastung wurden in einer Studie zum Verschleißverhalten von L-PBF-verarbeitetem SS47 berichtet. Es wurde gezeigt, dass das Vorhandensein von Restaustenit eine Rolle bei der Plastizität von AM-verarbeitetem Edelstahl spielt3,12,50 und dass sich der Restaustenit unter plastischer Verformung in Martensit umwandelt (umwandlungsinduzierter Plastizitätseffekt), wodurch die Kaltverfestigung von Stählen verstärkt wird51. Da die HCMSS-Proben gemäß dem zuvor diskutierten XRD-Muster (Abb. 2e) Restaustenit enthalten, wird angenommen, dass sich der Restaustenit innerhalb der Mikrostruktur während des Kontakts in Martensit umgewandelt hat, was die Härte in der PDZ erhöht (Abb. 7b). . Darüber hinaus weist die auf der Verschleißspur aufgetretene Schlupfbildung (Abb. 5e, 6f) auch auf die plastische Verformung hin, die durch Versetzungsgleiten unter Scherspannungen während des Gleitkontakts verursacht wurde. Allerdings reichte die bei 3 N erzeugte Scherspannung nicht aus, um eine hohe Versetzungsdichte zu erreichen oder den Restaustenit in einem mit den verwendeten Methoden beobachtbaren Ausmaß in Martensit umzuwandeln; Daher wird die Kaltverfestigung erst bei 10 N beobachtet (Abb. 7b).

Querschnittshärtekarten der Verschleißspur von EBM-verarbeitetem martensitischem Edelstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt bei 3 N (a) und 10 N (b).

Die vorliegende Studie enthüllt das Verschleißverhalten und die mikrostrukturellen Merkmale eines neuartigen EBM-verarbeiteten martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt. Es wurden Trockengleitverschleißtests bei verschiedenen Belastungen durchgeführt und die verschlissenen Proben mittels Elektronenmikroskopie, Laserprofilometrie und Querschnittshärtekartierung der Verschleißspuren untersucht.

Die Mikrostrukturanalyse zeigte eine homogene Verteilung von Cr-reichen (~ 18,2 % Karbiden) und V-reichen (~ 4,3 % Karbiden) Karbiden innerhalb der martensitischen und Restaustenitmatrix und eine relativ hohe Mikrohärte. Die vorherrschenden Verschleißmechanismen waren Abrieb und Oxidation bei geringer Belastung, während Dreikörperabrieb durch herausgezogene V-reiche Karbide und lose Partikeloxide ebenfalls zum Verschleiß bei zunehmender Belastung beitrug. Die Verschleißrate war höher als bei L-PBF-verarbeitetem und konventionell verarbeitetem austenitischem SS; Bei geringer Belastung ähnelte es sogar dem EBM-verarbeiteten Werkzeugstahl. Die CoF-Werte verringerten sich mit zunehmender Last aufgrund der Materialübertragung über den Gegenkörper. Durch eine Querschnittshärtekartierung wurde eine plastisch verformte Zone unterhalb der Verschleißspur entdeckt. Die mögliche Kornverfeinerung und Phasenumwandlung der Matrix könnte mithilfe der Elektronenrückstreubeugung weiter untersucht werden, um den Kaltverfestigungseffekt besser zu verstehen. Die geringe Auflösung der Mikrohärtekartierung verhinderte die Visualisierung der Härte in der verschleißbeeinflussten Zone bei geringer aufgebrachter Last, und so könnte die Nano-Eindruckprüfung mit demselben Ansatz die Variation der Härte mit höheren Auflösungen liefern.

Zum ersten Mal ergab diese Studie eine umfassende Analyse der Verschleiß- und Reibungsleistung des neuartigen EBM-verarbeiteten martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt. In Anbetracht der geometrischen Gestaltungsfreiheit von AM und des Potenzials, die Verarbeitungsschritte durch AM zu reduzieren, kann die vorliegende Studie den Weg für die Herstellung und Verwendung dieser Art neuartiger Materialien in verschleißbezogenen Anwendungen ebnen, die von Wellen bis hin zu Kunststoffspritzgussformen mit komplexer Kühlung reichen Kanäle.

Der diesen Artikel unterstützende Datensatz kann online gefunden werden unter: https://doi.org/10.5281/zenodo.5767383.

Krauss, G. Steels: Verarbeitung, Struktur und Leistung (ASM International, 2005).

Google Scholar

Bhat, BN Aerospace Materials and Applications Vol. 255 (American Institute of Aeronautics and Astronautics, 2018).

Buchen Sie Google Scholar

Bajaj, P. et al. Stähle in der additiven Fertigung: Ein Überblick über ihre Mikrostruktur und Eigenschaften. Mater. Wissenschaft. Ing. A 772, (2020).

Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. & Passeggio, F. Verschleißoberflächenschäden an einer Luftfahrtkomponente aus rostfreiem Stahl EN 3358, die dem Gleiten ausgesetzt ist. Bruderschaft. Ed. Integrita Strutt. 23, 127–135 (2012).

Artikel Google Scholar

DebRoy, T. et al. Additive Fertigung metallischer Bauteile – Prozess, Struktur und Eigenschaften. Prog. Mater. Wissenschaft. 92, 112–224 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Herzog, D., Seyda, V., Wycisk, E. & Emmelmann, C. Additive Fertigung von Metallen. (2016). https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.

ASTM International. Standardterminologie für additive Fertigungstechnologien. Schnelle Herstellung. Assoc. https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).

Artikel Google Scholar

Bartolomeu, F. et al. Mechanisches und tribologisches Verhalten von Edelstahl 316L – Ein Vergleich zwischen selektivem Laserschmelzen, Heißpressen und konventionellem Gießen. Zusatz. Hersteller 16, 81–89 (2017).

CAS Google Scholar

Bahshwan, M., Myant, CW, Reddyhoff, T. & Pham, MS Die Rolle der Mikrostruktur auf Verschleißmechanismen und Anisotropie von additiv gefertigtem Edelstahl 316L beim Trockengleiten. Mater. Des. 196, 109076 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Boegelein, T., Dryepondt, SN, Pandey, A., Dawson, K. & Tatlock, GJ Mechanische Reaktion und Verformungsmechanismen von durch Ferritoxiddispersion verstärkten Stahlstrukturen, die durch selektives Laserschmelzen hergestellt werden. Acta Mater. 87, 201–215 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Saeidi, K., Alvi, S., Lofaj, F., Petkov, VI & Akhtar, F. Erweiterte mechanische Festigkeit in nachwärmebehandeltem SLM 2507 bei Raumtemperatur und hoher Temperatur, gefördert durch harte/duktile Sigma-Ausscheidungen. Metalle (Basel). 9, (2019).

Lashgari, HR, Kong, C., Adabifiroozjaei, E. & Li, S. Mikrostruktur, Reaktion nach der Wärmebehandlung und tribologische Eigenschaften von 3D-gedrucktem 17-4 PH-Edelstahl. Tragen Sie 456–457, (2020).

Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. & Zhang, L. Verdichtungsverhalten, mikrostrukturelle Entwicklung und mechanische Eigenschaften von TiC/AISI420-Edelstahl-Verbundwerkstoffen, hergestellt durch selektives Laserschmelzen. Mater. Des. 187, 1–13 (2020).

ADS Google Scholar

Zhao, X. et al. Herstellung und Charakterisierung von AISI 420-Edelstahl mittels selektivem Laserschmelzen. Mater. Hersteller Verfahren. 30, 1283–1289 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Sun, Y., Moroz, A. & Alrbaey, K. Gleitverschleißeigenschaften und Korrosionsverhalten von selektiv lasergeschmolzenem 316L-Edelstahl. J. Mater. Ing. Ausführen. 23, 518–526 (2013).

Artikel Google Scholar

Shibata, K. et al. Reibungs- und Verschleißverhalten von Edelstahl, hergestellt im Pulverbettschmelzverfahren unter Ölschmierung. Tribiol. Int. 104, 183–190 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Li, H., Ramezani, M., Li, M., Ma, C. & Wang, J. Tribologische Leistung von selektiv lasergeschmolzenem 316L-Edelstahl. Tribol. Int. 128, 121–129 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

AlMangour, B., Grzesiak, D. & Jenn-Ming, Y. Selektives Laserschmelzen von TiC-verstärkten 316L-Edelstahlmatrix-Nanokompositen: Einfluss der anfänglichen TiC-Partikelgröße und des Volumengehalts. Mater. Des. 104, 141–151 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

AlMangour, B., Grzesiak, D. & Yang, J.-M. Schnelle Herstellung von Massenform-Nanokompositen aus TiB2/316L-Edelstahl mit neuartiger Verstärkungsarchitektur und verbesserter Leistung durch selektives Laserschmelzen. J. Alloys Compd. 680, 480–493 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Zou, Y. et al. Additiv gefertigter SiC-verstärkter Edelstahl mit ausgezeichneter Festigkeit und Verschleißfestigkeit. Zusatz. Hersteller 41, 101971 (2021).

CAS Google Scholar

Körner, C. Additive Fertigung metallischer Bauteile durch selektives Elektronenstrahlschmelzen – Ein Überblick. Int. Mater. Rev. 61, 361–377 (2016).

Artikel Google Scholar

Rahmati, S. Direktes Rapid Tooling. Umfassende Mater. Verfahren. https://doi.org/10.1016/B978-0-08-096532-1.01013-X (2014).

Artikel Google Scholar

Rännar, LE, Koptyug, A., Olsén, J., Saeidi, K. & Shen, Z. Hierarchische Strukturen aus Edelstahl 316L, hergestellt durch Elektronenstrahlschmelzen. Zusatz. Hersteller 17, 106–112 (2017).

Google Scholar

Zhong, Y. et al. Additive Fertigung von Edelstahl 316L durch Elektronenstrahlschmelzen für Kernfusionsanwendungen. J. Nucl. Mater. 486, 234–245 (2017).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Olsén, J., Shen, Z., Liu, L., Koptyug, A. & Rännar, LE Mikro- und makrostrukturelle Heterogenitäten in 316L-Edelstahl, hergestellt durch Elektronenstrahlschmelzen. Mater. Charakter. 141, 1–7 (2018).

Artikel Google Scholar

Segura, IA et al. Charakterisierung und mechanische Eigenschaften von plattiertem Edelstahl 316L für nukleare Anwendungen, hergestellt durch Elektronenstrahlschmelzen. J. Nucl. Mater. 507, 164–176 (2018).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Kumar, R., Antonov, M., Beste, U. & Goljandin, D. Bewertung von 3D-gedruckten Stählen und Verbundwerkstoffen für Verschleißanwendungen unter abrasiven, trockenen oder schlammerosiven Bedingungen. Int. J. Refraktion. Getroffen. Harte Materie. 86, 105126 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Schneider, CA, Rasband, WS & Eliceiri, KW NIH Image to ImageJ: 25 Jahre Bildanalyse. Nat. Methoden 9, 671–675 (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Mucha, K., Augustyn-nadzieja, J., Szczotok, A. & Krauze, K. Ein verbessertes Verfahren zur Qualitätskontrolle von gesinterten Hartmetallspitzen für Bergbauanwendungen, basierend auf quantitativer Bildanalyse der Mikrostruktur. Materialien (Basel). 14, 1–16 (2021).

Google Scholar

ASTM International. Standardprüfverfahren für die Mikroindentationshärte von Materialien. (2016). https://doi.org/10.1520/E0384-17.

Iakovakis, E., Roy, MJ, Gee, M. & Matthews, A. Bewertung von Verschleißmechanismen in additiv gefertigten karbidreichen Werkzeugstählen. Tragen Sie 462–463, 203449 (2020).

Artikel Google Scholar

ASTM International. Standardtestmethode für linear hin- und hergehenden Kugel-auf-Flach-Gleitverschleiß. ASTM Int. 05, 1–10 (2018).

Google Scholar

Iakovakis, E., Avcu, E., Roy, MJ, Gee, M. & Matthews, A. Trockenes Gleitverschleißverhalten von additiv hergestellten CrC-reichen WC-Co-Hartmetallen. Tragen Sie 486–487, 204127 (2021).

Artikel Google Scholar

Stachowiak, GW & Batchelor, AW Eng. tribol. III (2014). https://doi.org/10.1016/b978-0-12-397047-3.00019-9.

Roy, M. HardnessMap. (2016). 10.5281/ZENODO.54761.

Triani, RM et al. Verbesserung der tribologischen Eigenschaften der Stähle AISI 8620, 8640 und 52100 durch thermoreaktive Behandlungen. Schmierstoffe 7, (2019).

Gonzalez-Pociño, A., Alvarez-Antolin, F. & Asensio-Lozano, J. Optimierung der Abschreck- und Anlassparameter für die Ausscheidung von M7C3- und MC-Sekundärkarbiden und die Entfernung des im Vanadis 10-Werkzeugstahl zurückgehaltenen Austenits. Metalle (Basel). 9, (2019).

Chong, Wissenschaft. Rep. 6, (2016).

Wu, L. et al. Verständnis der mechanischen Eigenschaften von Vanadiumkarbiden: Nano-Eindruckmessung und First-Principles-Berechnungen. J. Alloys Compd. 548, 60–64 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Li, Y. et al. Die elektronischen, mechanischen Eigenschaften und die theoretische Härte von Chromkarbiden durch First-Principles-Berechnungen. J. Alloys Compd. 509, 5242–5249 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Suh, NP & Sin, HC Die Entstehung der Reibung. Tragen Sie 69, 91–114 (1981).

Artikel CAS Google Scholar

Alvi, S., Saeidi, K. & Akhtar, F. Hochtemperatur-Tribologie und Verschleiß von selektiv lasergeschmolzenem (SLM) 316L-Edelstahl. Tragen Sie 448–449, 203228 (2020).

Artikel Google Scholar

Kc, S. et al. Tribologisches Verhalten von 17–4 PH-Edelstahl, hergestellt durch traditionelle Fertigungs- und laserbasierte additive Fertigungsmethoden. Tragen Sie 440–441, 203100 (2019).

Artikel Google Scholar

Huth, S., Krasokha, N. & Theisen, W. Entwicklung verschleiß- und korrosionsbeständiger Kaltarbeitsstähle, hergestellt durch Diffusionslegierung. Tragen Sie 267, 449–457 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Dilawary, SAA, Motallebzadeh, A., Afzal, M., Atar, E. & Cimenoglu, H. Laseroberflächenschmelzen von 10 Gew.-% Mo-legierten Aufpanzerungs-Stellite 12-Plasma-Lichtbogenablagerungen: Strukturelle Entwicklung und Verschleißverhalten bei hohen Temperaturen. Opt. Lasertechnologie 101, 404–412 (2018).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Gilewicz, A. & Warcholinski, B. Tribologische Eigenschaften von CrCN/CrN-Mehrschichtbeschichtungen. Tribol. Int. 80, 34–40 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Yang, Y., Zhu, Y., Khonsari, MM und Yang, H. Verschleißanisotropie von selektiv lasergeschmolzenem Edelstahl 316L. Tragen Sie 428–429, 376–386 (2019).

Artikel Google Scholar

Moore, MA & Douthwaite, RM Plastische Verformung unter verschlissenen Oberflächen. Metall. Trans. A 7, 1833–1839 (1976).

Artikel Google Scholar

Alpas, AT, Hu, H. & Zhang, J. Plastische Verformung und Schadensansammlung unter den verschlissenen Oberflächen. Tragen Sie 162–164, 188–195 (1993).

Artikel Google Scholar

LeBrun, T., Nakamoto, T., Horikawa, K. & Kobayashi, H. Einfluss von Restaustenit auf die anschließende thermische Verarbeitung und die daraus resultierenden mechanischen Eigenschaften von selektiv lasergeschmolzenem 17–4 PH-Edelstahl. Mater. Des. 81, 44–53 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Soleimani, M., Kalhor, A. & Mirzadeh, H. Transformationsinduzierte Plastizität (TRIP) in fortschrittlichen Stählen: Ein Überblick. Mater. Wissenschaft. Ing. A 795, 140023 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

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Die Arbeit wurde vom NPL und dem Henry Royce Institute for Advanced Materials unterstützt und durch die Zuschüsse EP/R00661X/1 und EP/P025021/1 des Engineering and Physical Sciences Research Council (EPSRC) finanziert. MJ Roy und E. Iakovakis möchten sich auch für die finanzielle Unterstützung durch das EPSRC (EP/L01680X/1) bedanken. Die Autoren danken für die Nutzung der X-Ray Diffraction Suite des Department of Materials an der University of Manchester und für die technische Unterstützung, Beratung und Unterstützung durch Herrn Gary Harrison. Abschließend möchten alle Autoren VBN Components AB ihren aufrichtigen Dank für die Bereitstellung von Vibenite® 350 und Vibenite® 150 aussprechen.

Fakultät für Maschinenbau, Luft- und Raumfahrt und Bauingenieurwesen, Universität Manchester, Manchester, M13 9PL, Großbritannien

Eleftherios Iakovakis und Matthew J. Roy

Fakultät für Ingenieurwissenschaften, National Physical Laboratory, Teddington, TW11 0LW, Großbritannien

Eleftherios Iakovakis & Mark Gee

Fakultät für Maschinenbau, Kocaeli-Universität, Kocaeli, 41001, Türkei

Souveräner Avcu

Abteilung für Materialien, Universität Manchester, Manchester, M13 9PL, Großbritannien

Egemen Avcu & Allan Matthews

Abteilung für Materialien, Henry-Royce-Institut, Universität Manchester, Manchester, M13 9PL, Großbritannien

Egemen Avcu, Matthew J. Roy und Allan Matthews

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Korrespondenz mit Eleftherios Iakovakis, Egemen Avcu oder Matthew J. Roy.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Iakovakis, E., Avcu, E., Roy, MJ et al. Verschleißfestigkeit eines additiv gefertigten martensitischen Edelstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt. Sci Rep 12, 12554 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-15621-9

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Eingegangen: 31. März 2022

Angenommen: 27. Juni 2022

Veröffentlicht: 22. Juli 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-15621-9

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