Obrigado por visitar Nature.com.Você está usando uma versão de navegador com suporte CSS limitado.Para obter a melhor experiência, recomendamos que você use um navegador atualizado (ou desative o Modo de Compatibilidade no Internet Explorer).Além disso, para garantir suporte contínuo, mostramos o site sem estilos e JavaScript.
Sliders mostrando três artigos por slide.Use os botões voltar e avançar para percorrer os slides ou os botões do controlador de slides no final para percorrer cada slide.

A placa de espessura média de aço inoxidável ASTM A240 304 316 pode ser cortada e personalizada Preço de fábrica na China

Classe de material: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Tipo:Ferrítico, Austenita, Martensita, Duplex
Tecnologia: laminado a frio e laminado a quente
Certificações: ISO9001, CE, SGS todos os anos
Serviço: testes de terceiros
Entrega: dentro de 10-15 dias ou considerando a quantidade

O aço inoxidável é uma liga de ferro que possui um teor mínimo de cromo de 10,5%.O conteúdo de cromo produz uma fina película de óxido de cromo na superfície do aço chamada camada de passivação.Esta camada evita a ocorrência de corrosão na superfície do aço;quanto maior a quantidade de cromo no aço, maior será a resistência à corrosão.

O aço também contém quantidades variadas de outros elementos como Carbono, Silício e Manganês.Outros elementos podem ser adicionados para aumentar a resistência à corrosão (Níquel) e a conformabilidade (Molibdênio).

Comportamento do aço inoxidável martensítico de alto carbono (HCMSS) composto por aproximadamente 22,5 vol.% de carbonetos com alto teor de cromo (Cr) e vanádio (V), foi fixado por fusão por feixe de elétrons (EBM).A microestrutura é composta de fases de martensita e austenita residual, carbonetos de Cr submícron de alto V e mícron de alto teor de carbono são distribuídos uniformemente e a dureza é relativamente alta.O CoF diminui aproximadamente 14,1% com o aumento da carga em estado estacionário devido à transferência de material da pista desgastada para o corpo oposto.Comparado aos aços-ferramenta martensíticos tratados da mesma maneira, a taxa de desgaste do HCMSS é quase a mesma em baixas cargas aplicadas.O mecanismo de desgaste dominante é a remoção da matriz de aço por abrasão seguida pela oxidação da trilha de desgaste, enquanto o desgaste abrasivo de três componentes ocorre com o aumento da carga.Áreas de deformação plástica sob a cicatriz de desgaste identificadas pelo mapeamento de dureza transversal.Fenômenos específicos que ocorrem à medida que as condições de desgaste aumentam são descritos como rachaduras no metal duro, ruptura do carboneto de vanádio e rachaduras na matriz.Esta pesquisa esclarece as características de desgaste da fabricação aditiva de HCMSS, o que poderia abrir caminho para a produção de componentes EBM para aplicações de desgaste que vão desde eixos até moldes de injeção de plástico.
O aço inoxidável (SS) é uma família versátil de aços amplamente utilizada na indústria aeroespacial, automotiva, alimentícia e muitas outras aplicações devido à sua alta resistência à corrosão e propriedades mecânicas adequadas1,2,3.Sua alta resistência à corrosão se deve ao alto teor de cromo (mais de 11,5% em peso) no HC, o que contribui para a formação de um filme de óxido com alto teor de cromo na superfície1.No entanto, a maioria dos tipos de aço inoxidável tem baixo teor de carbono e, portanto, tem dureza e resistência ao desgaste limitadas, resultando em vida útil reduzida em dispositivos relacionados ao desgaste, como componentes de pouso aeroespacial4.Geralmente apresentam baixa dureza (na faixa de 180 a 450 HV), apenas alguns aços inoxidáveis ​​martensíticos tratados termicamente apresentam alta dureza (até 700 HV) e alto teor de carbono (até 1,2% em peso), o que pode contribuir para o formação de martensita.1. Em suma, um elevado teor de carbono reduz a temperatura de transformação martensítica, permitindo a formação de uma microestrutura totalmente martensítica e a aquisição de uma microestrutura resistente ao desgaste a altas taxas de resfriamento.Fases duras (por exemplo, carbonetos) podem ser adicionadas à matriz de aço para melhorar ainda mais a resistência ao desgaste da matriz.
A introdução da manufatura aditiva (MA) pode produzir novos materiais com composição desejada, características microestruturais e propriedades mecânicas superiores5,6.Por exemplo, a fusão em leito de pó (PBF), um dos processos de soldagem aditiva mais comercializados, envolve a deposição de pós pré-ligados para formar peças com formatos próximos, fundindo os pós usando fontes de calor, como lasers ou feixes de elétrons7.Vários estudos mostraram que peças de aço inoxidável usinadas aditivamente podem superar as peças fabricadas tradicionalmente.Por exemplo, os aços inoxidáveis ​​austeníticos submetidos ao processamento aditivo demonstraram ter propriedades mecânicas superiores devido à sua microestrutura mais fina (ou seja, relações Hall-Petch)3,8,9.O tratamento térmico do aço inoxidável ferrítico tratado com AM produz precipitados adicionais que fornecem propriedades mecânicas semelhantes às de seus equivalentes convencionais3,10.Adotou-se aço inoxidável bifásico com alta resistência e dureza, processado por processamento aditivo, onde as propriedades mecânicas melhoradas são devidas às fases intermetálicas ricas em cromo na microestrutura11.Além disso, propriedades mecânicas melhoradas de aços inoxidáveis ​​martensíticos e PH endurecidos por aditivos podem ser obtidas controlando a austenita retida na microestrutura e otimizando os parâmetros de usinagem e tratamento térmico 3,12,13,14.
Até o momento, as propriedades tribológicas dos aços inoxidáveis ​​austeníticos AM têm recebido mais atenção do que outros aços inoxidáveis.O comportamento tribológico da fusão a laser em uma camada de pó (L-PBF) tratada com 316L foi estudado em função dos parâmetros de processamento AM.Foi demonstrado que minimizar a porosidade reduzindo a velocidade de digitalização ou aumentando a potência do laser pode melhorar a resistência ao desgaste .Li et al.17 testaram o desgaste por deslizamento a seco sob vários parâmetros (carga, frequência e temperatura) e mostraram que o desgaste à temperatura ambiente é o principal mecanismo de desgaste, enquanto o aumento da velocidade de deslizamento e da temperatura promove a oxidação.A camada de óxido resultante garante o funcionamento do rolamento, o atrito diminui com o aumento da temperatura e a taxa de desgaste aumenta em temperaturas mais altas.Em outros estudos, a adição de partículas de TiC18, TiB219 e SiC20 a uma matriz 316L tratada com L-PBF melhorou a resistência ao desgaste, formando uma densa camada de fricção endurecida por trabalho com um aumento na fração volumétrica de partículas duras.Uma camada protetora de óxido também foi observada em aço PH tratado com L-PBF12 e aço duplex SS11, indicando que limitar a austenita retida por tratamento pós-térmico12 pode melhorar a resistência ao desgaste.Conforme resumido aqui, a literatura está focada principalmente no desempenho tribológico da série SS 316L, enquanto há poucos dados sobre o desempenho tribológico de uma série de aços inoxidáveis ​​martensíticos fabricados aditivamente com um teor de carbono muito mais alto.
A fusão por feixe de elétrons (EBM) é uma técnica semelhante ao L-PBF capaz de formar microestruturas com carbonetos refratários, como carbonetos com alto teor de vanádio e cromo, devido à sua capacidade de atingir temperaturas e taxas de varredura mais altas 21, 22. Literatura existente sobre processamento EBM de aço inoxidável o aço está focado principalmente na determinação dos parâmetros ideais de processamento de ELM para obter uma microestrutura sem rachaduras e poros e melhorar as propriedades mecânicas , enquanto trabalha nas propriedades tribológicas do aço inoxidável tratado com EBM.Até agora, o mecanismo de desgaste do aço inoxidável martensítico com alto teor de carbono tratado com ELR foi estudado sob condições limitadas, e foi relatado que deformações plásticas severas ocorrem sob condições abrasivas (teste de lixa), secas e de erosão por lama27.
Este estudo investigou a resistência ao desgaste e as propriedades de fricção do aço inoxidável martensítico de alto carbono tratado com ELR sob condições de deslizamento a seco descritas abaixo.Primeiramente, as características microestruturais foram caracterizadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), espectroscopia de energia dispersiva de raios X (EDX), difração de raios X e análise de imagens.Os dados obtidos com esses métodos são então usados ​​como base para observações do comportamento tribológico através de testes alternativos a seco sob diversas cargas e, finalmente, a morfologia da superfície desgastada é examinada usando SEM-EDX e perfilômetros a laser.A taxa de desgaste foi quantificada e comparada com aços-ferramenta martensíticos tratados de forma semelhante.Isto foi feito para criar uma base para comparar este sistema SS com sistemas de desgaste mais comumente usados ​​com o mesmo tipo de tratamento.Finalmente, um mapa transversal do caminho de desgaste é mostrado usando um algoritmo de mapeamento de dureza que revela a deformação plástica que ocorre durante o contato.Ressalta-se que os testes tribológicos para este estudo foram realizados para melhor compreender as propriedades tribológicas deste novo material, e não para simular uma aplicação específica.Este estudo contribui para uma melhor compreensão das propriedades tribológicas de um novo aço inoxidável martensítico produzido aditivamente para aplicações de desgaste que requerem operação em ambientes agressivos.
Amostras de aço inoxidável martensítico de alto carbono (HCMSS) tratado com ELR sob a marca Vibenite® 350 foram desenvolvidas e fornecidas pela VBN Components AB, Suécia.A composição química nominal da amostra: 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% em peso).Primeiro, corpos de prova deslizantes a seco (40 mm x 20 mm x 5 mm) foram feitos a partir dos corpos de prova retangulares obtidos (42 mm x 22 mm x 7 mm) sem qualquer tratamento pós-térmico usando usinagem por descarga elétrica (EDM).Em seguida, as amostras foram lixadas sucessivamente com lixa de SiC com granulometria de 240 a 2400 R para obter uma rugosidade superficial (Ra) de cerca de 0,15 μm.Além disso, amostras de aço para ferramentas martensítico de alto carbono tratado com EBM (HCMTS) com uma composição química nominal de 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (peso.%) (comercialmente conhecido como Vibenite® 150) Também preparado da mesma forma.O HCMTS contém 8% de carbonetos por volume e é usado apenas para comparar dados de taxa de desgaste do HCMSS.
A caracterização microestrutural do HCMSS foi realizada utilizando um MEV (FEI Quanta 250, EUA) equipado com um detector de energia dispersiva de raios X (EDX) XMax80 da Oxford Instruments.Três fotomicrografias aleatórias contendo 3.500 µm2 foram tiradas no modo de elétrons retroespalhados (BSE) e depois analisadas usando análise de imagem (ImageJ®)28 para determinar a fração de área (isto é, fração de volume), tamanho e forma.Devido à morfologia característica observada, a fração de área foi considerada igual à fração de volume.Além disso, o fator de forma dos carbonetos é calculado usando a equação do fator de forma (Shfa):
Aqui Ai é a área do carboneto (µm2) e Pi é o perímetro do carboneto (µm)29.Para identificar as fases, a difração de raios X (XRD) do pó foi realizada utilizando um difratômetro de raios X (Bruker D8 Discover com detector de tira LynxEye 1D) com radiação Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Digitalize a amostra na faixa 2θ de 35° a 130° com um tamanho de passo de 0,02° e um tempo de passo de 2 segundos.Os dados de DRX foram analisados ​​utilizando o software Diffract.EVA, que atualizou o banco de dados cristalográfico em 2021. Além disso, um durômetro Vickers (Struers Durascan 80, Áustria) foi utilizado para determinar a microdureza.De acordo com a norma ASTM E384-17 30, foram feitas 30 impressões em amostras preparadas metalograficamente em incrementos de 0,35 mm por 10 s a 5 kgf.Os autores já caracterizaram as características microestruturais do HCMTS31.
Um tribômetro de placa esférica (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, EUA) foi utilizado para realizar testes de desgaste alternativos a seco, cuja configuração é detalhada em outro lugar31.Os parâmetros de teste são os seguintes: de acordo com a norma 32 ASTM G133-05, carga 3 N, frequência 1 Hz, curso 3 mm, duração 1 hora.Esferas de óxido de alumínio (Al2O3, classe de precisão 28/ISO 3290) com diâmetro de 10 mm, macrodureza de cerca de 1500 HV e rugosidade superficial (Ra) de cerca de 0,05 µm, fornecidas pela Redhill Precision, República Tcheca, foram utilizadas como contrapesos. .O balanceamento foi escolhido para evitar os efeitos de oxidação que podem ocorrer devido ao balanceamento e para compreender melhor os mecanismos de desgaste das amostras sob condições severas de desgaste.Deve-se notar que os parâmetros de teste são os mesmos da Ref.8, a fim de comparar os dados da taxa de desgaste com os estudos existentes.Além disso, uma série de testes alternativos com carga de 10 N foi realizada para verificar o desempenho tribológico em cargas mais altas, enquanto outros parâmetros de teste permaneceram constantes.As pressões de contato iniciais de acordo com Hertz são 7,7 MPa e 11,5 MPa a 3 N e 10 N, respectivamente.Durante o teste de desgaste, a força de atrito foi registrada na frequência de 45 Hz e o coeficiente médio de atrito (CoF) foi calculado.Para cada carga foram realizadas três medições em condições ambientais.
A trajetória de desgaste foi examinada usando o SEM descrito acima, e a análise EMF foi realizada usando o software de análise de superfície de desgaste Aztec Acquisition.A superfície desgastada do cubo emparelhado foi examinada utilizando um microscópio óptico (Keyence VHX-5000, Japão).Um perfilador a laser sem contato (NanoFocus µScan, Alemanha) escaneou a marca de desgaste com uma resolução vertical de ± 0,1 µm ao longo do eixo z e 5 µm ao longo dos eixos x e y.O mapa do perfil da superfície da cicatriz de desgaste foi criado em Matlab® usando coordenadas x, y, z obtidas a partir das medições do perfil.Vários perfis de trajetória de desgaste vertical extraídos do mapa de perfil de superfície são usados ​​para calcular a perda de volume de desgaste na trajetória de desgaste.A perda de volume foi calculada como o produto da área transversal média do perfil do fio e do comprimento da trilha de desgaste, e detalhes adicionais deste método foram descritos anteriormente pelos autores33.A partir daqui, a taxa de desgaste específico (k) é obtida a partir da seguinte fórmula:
Aqui V é a perda de volume devido ao desgaste (mm3), W é a carga aplicada (N), L é a distância de deslizamento (mm) e k é a taxa de desgaste específica (mm3/Nm)34.Dados de atrito e mapas de perfil de superfície para HCMTS estão incluídos em material suplementar (Figura Suplementar S1 e Figura S2) para comparar as taxas de desgaste de HCMSS.
Neste estudo, um mapa de dureza transversal do caminho de desgaste foi utilizado para demonstrar o comportamento de deformação plástica (isto é, endurecimento devido à pressão de contato) da zona de desgaste.As amostras polidas foram cortadas com disco de corte de óxido de alumínio em máquina de corte (Struers Accutom-5, Áustria) e polidas com lixa de SiC graus de 240 a 4000 P ao longo da espessura das amostras.Medição de microdureza a 0,5 kgf 10 s e distância de 0,1 mm de acordo com ASTM E348-17.As impressões foram colocadas em uma grade retangular de 1,26 × 0,3 mm2 aproximadamente 60 µm abaixo da superfície (Figura 1) e então um mapa de dureza foi renderizado usando o código Matlab® personalizado descrito em outro lugar35.Além disso, a microestrutura da seção transversal da zona de desgaste foi examinada por MEV.
Esquema da marca de desgaste mostrando a localização da seção transversal (a) e micrografia óptica do mapa de dureza mostrando a marca identificada na seção transversal (b).
A microestrutura do HCMSS tratado com ELP consiste em uma rede homogênea de carboneto rodeada por uma matriz (Fig. 2a, b).A análise EDX mostrou que os carbonetos cinza e escuro eram carbonetos ricos em cromo e vanádio, respectivamente (Tabela 1).Calculada a partir da análise de imagem, a fração volumétrica de carbonetos é estimada em ~22,5% (~18,2% de carbonetos com alto teor de cromo e ~4,3% de carbonetos com alto teor de vanádio).Os tamanhos médios de grão com desvios padrão são 0,64 ± 0,2 µm e 1,84 ± 0,4 µm para carbonetos ricos em V e Cr, respectivamente (Fig. 2c, d).Carbonetos com alto V tendem a ser mais redondos com um fator de forma (±SD) de cerca de 0,88±0,03 porque valores de fator de forma próximos a 1 correspondem a carbonetos redondos.Em contraste, os carbonetos com alto teor de cromo não são perfeitamente redondos, com um fator de forma de cerca de 0,56 ± 0,01, o que pode ser devido à aglomeração.Picos de difração de martensita (α, bcc) e austenita retida (γ', fcc) foram detectados no padrão de raios X do HCMSS, como mostrado na Fig.Além disso, o padrão de raios X mostra a presença de carbonetos secundários.Carbonetos com alto teor de cromo foram identificados como carbonetos do tipo M3C2 e M23C6.De acordo com os dados da literatura,36,37,38 picos de difração de carbonetos VC foram registrados em ≈43° e 63°, sugerindo que os picos de VC foram mascarados pelos picos M23C6 de carbonetos ricos em cromo (Fig. 2e).
Microestrutura de aço inoxidável martensítico de alto carbono tratado com EBL (a) em baixa ampliação e (b) em alta ampliação, mostrando carbonetos ricos em cromo e vanádio e uma matriz de aço inoxidável (modo de retroespalhamento de elétrons).Gráficos de barras mostrando a distribuição do tamanho de grão de carbonetos ricos em cromo (c) e ricos em vanádio (d).O padrão de raios X mostra a presença de martensita, austenita retida e carbonetos na microestrutura (d).
A microdureza média é 625,7 + 7,5 HV5, apresentando uma dureza relativamente alta em comparação ao aço inoxidável martensítico processado convencionalmente (450 HV)1 sem tratamento térmico.A dureza de nanoindentação de carbonetos com alto V e carbonetos com alto Cr é relatada entre 12 e 32,5 GPa39 e 13–22 GPa40, respectivamente.Assim, a elevada dureza do HCMSS tratado com ELP se deve ao alto teor de carbono, que promove a formação de uma rede de carboneto.Assim, o HSMSS tratado com ELP apresenta boas características microestruturais e dureza sem qualquer tratamento pós-térmico adicional.
Curvas do coeficiente de atrito médio (CoF) para amostras de 3 N e 10 N são apresentadas na Figura 3, a faixa de valores de atrito mínimo e máximo está marcada com sombreamento translúcido.Cada curva mostra uma fase de rodagem e uma fase de estado estacionário.A fase de amaciamento termina em 1,2 m com um CoF (±SD) de 0,41 ± 0,24,3 N e em 3,7 m com um CoF de 0,71 ± 0,16,10 N, antes de entrar no estado estacionário da fase quando o atrito para.não muda rapidamente.Devido à pequena área de contato e à deformação plástica inicial áspera, a força de atrito aumentou rapidamente durante o estágio de rodagem em 3 N e 10 N, onde uma maior força de atrito e uma maior distância de deslizamento ocorreram em 10 N, o que pode ser devido ao fato de que em comparação com 3 N, o dano superficial é maior.Para 3 N e 10 N, os valores de CoF na fase estacionária são 0,78 ± 0,05 e 0,67 ± 0,01, respectivamente.O CoF é praticamente estável a 10 N e aumenta gradualmente a 3 N. Na literatura limitada, o CoF do aço inoxidável tratado com L-PBF em comparação com corpos de reação cerâmicos em baixas cargas aplicadas varia de 0,5 a 0,728, 20, 42, que está em boa concordância com os valores de CoF medidos neste estudo.A diminuição do CoF com o aumento da carga em estado estacionário (cerca de 14,1%) pode ser atribuída à degradação da superfície que ocorre na interface entre a superfície desgastada e a contraparte, o que será discutido mais detalhadamente na próxima seção através da análise da superfície do amostras desgastadas.
Coeficientes de atrito de corpos de prova VSMSS tratados com ELP em trajetórias de deslizamento de 3 N e 10 N, uma fase estacionária é marcada para cada curva.
As taxas de desgaste específico do HKMS (625,7 HV) são estimadas em 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm e 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm a 3 N e 10 N, respectivamente (Fig. 4).Assim, a taxa de desgaste aumenta com o aumento da carga, o que está de acordo com estudos existentes sobre austenita tratada com L-PBF e PH SS17,43.Sob as mesmas condições tribológicas, a taxa de desgaste a 3 N é cerca de um quinto daquela do aço inoxidável austenítico tratado com L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), como no caso anterior .8. Além disso, a taxa de desgaste do HCMSS a 3 N foi significativamente menor do que a dos aços inoxidáveis ​​austeníticos usinados convencionalmente e, em particular, maior do que a dos aços prensados ​​altamente isotrópicos (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) e aço inoxidável austenítico usinado fundido (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV), 8, respectivamente.Em comparação com esses estudos na literatura, a melhor resistência ao desgaste do HCMSS é atribuída ao alto teor de carbono e à rede de metal duro formada, resultando em maior dureza do que os aços inoxidáveis ​​austeníticos usinados aditivamente usinados convencionalmente.Para estudar ainda mais a taxa de desgaste das amostras de HCMSS, uma amostra de aço para ferramentas martensítico de alto carbono (HCMTS) usinada de forma semelhante (com uma dureza de 790 HV) foi testada sob condições semelhantes (3 N e 10 N) para comparação;O material suplementar é o Mapa de Perfil de Superfície HCMTS (Figura Suplementar S2).A taxa de desgaste do HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) é quase a mesma que a do HCMTS a 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), o que indica excelente resistência ao desgaste .Estas características são atribuídas principalmente às características microestruturais do HCMSS (ou seja, alto teor de carboneto, tamanho, forma e distribuição de partículas de carboneto na matriz, conforme descrito na Seção 3.1).Conforme relatado anteriormente31,44, o teor de carboneto afeta a largura e a profundidade da cicatriz de desgaste e o mecanismo de desgaste microabrasivo.Contudo, o teor de carboneto é insuficiente para proteger a matriz a 10 N, resultando em maior desgaste.Na seção seguinte, a morfologia e a topografia da superfície de desgaste são usadas para explicar os mecanismos subjacentes de desgaste e deformação que afetam a taxa de desgaste do HCMSS.A 10 N, a taxa de desgaste do VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) é maior que a do VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Pelo contrário, estas taxas de desgaste ainda são bastante elevadas: sob condições de teste semelhantes, a taxa de desgaste dos revestimentos à base de crómio e estelite é inferior à do HCMSS45,46.Finalmente, devido à alta dureza da alumina (1500 HV), a taxa de desgaste foi insignificante e foram encontrados sinais de transferência de material da amostra para as esferas de alumínio.
Desgaste específico na usinagem ELR de aço inoxidável martensítico de alto carbono (HMCSS), usinagem ELR de aço ferramenta martensítico de alto carbono (HCMTS) e L-PBF, fundição e usinagem de alta prensagem isotrópica (HIP) de aço inoxidável austenítico (316LSS) em diversas aplicações velocidades são carregadas.O gráfico de dispersão mostra o desvio padrão das medições.Os dados para aços inoxidáveis ​​austeníticos são retirados de 8.
Embora revestimentos duros como cromo e estelita possam fornecer melhor resistência ao desgaste do que sistemas de liga usinados aditivamente, a usinagem aditiva pode (1) melhorar a microestrutura, especialmente para materiais com uma ampla variedade de densidades.operações na parte final;e (3) criação de novas topologias de superfície, como rolamentos fluidodinâmicos integrados.Além disso, AM oferece flexibilidade de desenho geométrico.Este estudo é particularmente novo e importante, pois é fundamental elucidar as características de desgaste destas ligas metálicas recentemente desenvolvidas com EBM, para as quais a literatura atual é muito limitada.
A morfologia da superfície desgastada e a morfologia das amostras desgastadas a 3 N são mostradas na fig.5, onde o principal mecanismo de desgaste é a abrasão seguida de oxidação.Primeiro, o substrato de aço é deformado plasticamente e depois removido para formar ranhuras de 1 a 3 µm de profundidade, conforme mostrado no perfil da superfície (Fig. 5a).Devido ao calor friccional gerado pelo deslizamento contínuo, o material removido permanece na interface do sistema tribológico, formando uma camada tribológica que consiste em pequenas ilhas de alto óxido de ferro envolvendo carbonetos de alto cromo e vanádio (Figura 5b e Tabela 2).), como também foi relatado para aço inoxidável austenítico tratado com L-PBF15,17.Na fig.5c mostra intensa oxidação ocorrendo no centro da cicatriz de desgaste.Assim, a formação da camada de fricção é facilitada pela destruição da camada de fricção (isto é, a camada de óxido) (Fig. 5f) ou a remoção de material ocorre em áreas fracas dentro da microestrutura, acelerando assim a remoção de material.Em ambos os casos, a destruição da camada de atrito leva à formação de produtos de desgaste na interface, o que pode ser a razão da tendência de aumento do CoF no estado estacionário 3N (Fig. 3).Além disso, há sinais de desgaste tripartite causado por óxidos e partículas de desgaste soltas na trilha de desgaste, o que acaba levando à formação de microarranhões no substrato (Fig. 5b, e)9,12,47.
Perfil superficial (a) e fotomicrografias (b – f) da morfologia da superfície de desgaste de aço inoxidável martensítico de alto carbono tratado com ELP a 3 N, seção transversal da marca de desgaste no modo BSE (d) e microscopia óptica do desgaste superfície em esferas de alumina de 3 N (g).
Faixas de deslizamento formadas no substrato de aço, indicando deformação plástica por desgaste (Fig. 5e).Resultados semelhantes também foram obtidos em um estudo do comportamento ao desgaste do aço austenítico SS47 tratado com L-PBF.A reorientação dos carbonetos ricos em vanádio também indica deformação plástica da matriz de aço durante o deslizamento (Fig. 5e).Micrografias da seção transversal da marca de desgaste mostram a presença de pequenos poços redondos cercados por microfissuras (Fig. 5d), que podem ser devido à deformação plástica excessiva próxima à superfície.A transferência de material para as esferas de óxido de alumínio foi limitada, enquanto as esferas permaneceram intactas (Fig. 5g).
A largura e a profundidade de desgaste das amostras aumentaram com o aumento da carga (a 10 N), conforme mostrado no mapa topográfico da superfície (Fig. 6a).A abrasão e a oxidação ainda são os mecanismos de desgaste dominantes, e um aumento no número de micro-riscos na pista de desgaste indica que o desgaste de três partes também ocorre a 10 N (Fig. 6b).A análise EDX mostrou a formação de ilhas de óxido ricas em ferro.Os picos de Al nos espectros confirmaram que a transferência da substância da contraparte para a amostra ocorreu a 10 N (Fig. 6c e Tabela 3), enquanto não foi observada a 3 N (Tabela 2).O desgaste de três corpos é causado por partículas de desgaste de ilhas de óxido e análogos, onde a análise detalhada de EDX revelou transporte de material de análogos (Figura Suplementar S3 e Tabela S1).O desenvolvimento de ilhas de óxido está associado a fossas profundas, o que também é observado em 3N (Fig. 5).A fissuração e a fragmentação de carbonetos ocorrem principalmente em carbonetos ricos em 10 N Cr (Fig. 6e, f).Além disso, carbonetos com alto V descamam e desgastam a matriz circundante, o que por sua vez causa desgaste em três partes.Um buraco semelhante em tamanho e formato ao do metal duro com alto V (destacado em círculo vermelho) também apareceu na seção transversal da pista (Fig. 6d) (ver tamanho do metal duro e análise de forma. 3.1), indicando que o alto V o carboneto V pode descascar a matriz a 10 N. A forma redonda dos carbonetos com alto V contribui para o efeito de tração, enquanto os carbonetos com alto teor de Cr aglomerados são propensos a rachaduras (Fig. 6e, f).Este comportamento de falha indica que a matriz excedeu sua capacidade de suportar deformação plástica e que a microestrutura não fornece resistência ao impacto suficiente a 10 N. A fissuração vertical sob a superfície (Fig. 6d) indica a intensidade da deformação plástica que ocorre durante o deslizamento.À medida que a carga aumenta há uma transferência de material da pista desgastada para a bola de alumina (Fig. 6g), que pode ficar em estado estacionário a 10 N. A principal razão para a diminuição dos valores de CoF (Fig. 3).
Perfil da superfície (a) e fotomicrografias (b – f) da topografia da superfície desgastada (b – f) de aço inoxidável martensítico de alto carbono tratado com EBA a 10 N, seção transversal da trilha de desgaste no modo BSE (d) e superfície do microscópio óptico de esfera de alumina a 10 N (g).
Durante o desgaste por deslizamento, a superfície é submetida a tensões de compressão e cisalhamento induzidas por anticorpos, resultando em deformação plástica significativa sob a superfície desgastada .Portanto, o endurecimento por trabalho pode ocorrer abaixo da superfície devido à deformação plástica, afetando os mecanismos de desgaste e deformação que determinam o comportamento de desgaste de um material.Portanto, o mapeamento de dureza transversal (conforme detalhado na Seção 2.4) foi realizado neste estudo para determinar o desenvolvimento de uma zona de deformação plástica (PDZ) abaixo do caminho de desgaste em função da carga.Visto que, conforme mencionado nas seções anteriores, foram observados sinais claros de deformação plástica abaixo do traço de desgaste (Fig. 5d, 6d), especialmente a 10 N.
Na fig.A Figura 7 mostra diagramas de dureza em seção transversal de marcas de desgaste de HCMSS tratados com ELP em 3 N e 10 N. Vale ressaltar que esses valores de dureza foram utilizados como índice para avaliar o efeito do encruamento.A mudança na dureza abaixo da marca de desgaste é de 667 para 672 HV a 3 N (Fig. 7a), indicando que o endurecimento por trabalho é insignificante.Presumivelmente, devido à baixa resolução do mapa de microdureza (ou seja, a distância entre as marcas), o método de medição de dureza aplicado não conseguiu detectar alterações na dureza.Pelo contrário, zonas PDZ com valores de dureza de 677 a 686 HV com profundidade máxima de 118 µm e comprimento de 488 µm foram observadas a 10 N (Fig. 7b), o que se correlaciona com a largura da trilha de desgaste ( Figura 6a)).Dados semelhantes sobre a variação do tamanho do PDZ com a carga foram encontrados em um estudo de desgaste no SS47 tratado com L-PBF.Os resultados mostram que a presença de austenita retida afeta a ductilidade dos aços fabricados aditivamente 3, 12, 50, e a austenita retida se transforma em martensita durante a deformação plástica (efeito plástico da transformação de fase), o que aumenta o endurecimento do aço.aço 51. Como a amostra VCMSS continha austenita retida de acordo com o padrão de difração de raios X discutido anteriormente (Fig. 2e), foi sugerido que a austenita retida na microestrutura poderia se transformar em martensita durante o contato, aumentando assim a dureza do PDZ ( Figura 7b).Além disso, a formação de deslizamento que ocorre na trilha de desgaste (Fig. 5e, 6f) também indica deformação plástica causada pelo deslizamento por discordância sob a ação da tensão de cisalhamento no contato deslizante.Porém, a tensão de cisalhamento induzida em 3 N foi insuficiente para produzir uma alta densidade de discordâncias ou a transformação da austenita retida em martensita observada pelo método utilizado, de modo que o endurecimento por trabalho foi observado apenas em 10 N (Fig. 7b).
Diagramas de dureza transversal de pistas de desgaste de aço inoxidável martensítico com alto teor de carbono submetidos à usinagem por descarga elétrica a 3 N (a) e 10 N (b).
Este estudo mostra o comportamento ao desgaste e as características microestruturais de um novo aço inoxidável martensítico de alto carbono tratado com ELR.Testes de desgaste a seco foram realizados em deslizamento sob diversas cargas, e amostras desgastadas foram examinadas usando microscopia eletrônica, perfilômetro a laser e mapas de dureza de seções transversais de trilhas de desgaste.
A análise microestrutural revelou uma distribuição uniforme de carbonetos com alto teor de cromo (~18,2% de carbonetos) e vanádio (~4,3% de carbonetos) em uma matriz de martensita e austenita retida com microdureza relativamente alta.Os mecanismos de desgaste dominantes são o desgaste e a oxidação em cargas baixas, enquanto o desgaste de três corpos causado por carbonetos de alto V esticados e óxidos de grãos soltos também contribui para o desgaste em cargas crescentes.A taxa de desgaste é melhor que a do L-PBF e dos aços inoxidáveis ​​austeníticos usinados convencionais, e até mesmo semelhante à dos aços ferramenta usinados EBM em baixas cargas.O valor de CoF diminui com o aumento da carga devido à transferência de material para o corpo oposto.Usando o método de mapeamento de dureza transversal, a zona de deformação plástica é mostrada abaixo da marca de desgaste.Possíveis refinamentos de grãos e transições de fase na matriz podem ser investigados posteriormente usando difração de retroespalhamento de elétrons para entender melhor os efeitos do endurecimento por trabalho.A baixa resolução do mapa de microdureza não permite a visualização da dureza da zona de desgaste em baixas cargas aplicadas, portanto a nanoindentação pode fornecer alterações de dureza de maior resolução usando o mesmo método.
Este estudo apresenta pela primeira vez uma análise abrangente da resistência ao desgaste e das propriedades de atrito de um novo aço inoxidável martensítico de alto carbono tratado com ELR.Considerando a liberdade de projeto geométrico da AM e a possibilidade de reduzir etapas de usinagem com AM, esta pesquisa poderia abrir caminho para a produção deste novo material e seu uso em dispositivos relacionados ao desgaste, desde eixos até moldes de injeção de plástico com canal de resfriamento complicado.
Bhat, BN Materiais e Aplicações Aeroespaciais, vol.255 (Sociedade Americana de Aeronáutica e Astronáutica, 2018).
Bajaj, P. et al.Aço na manufatura aditiva: uma revisão de sua microestrutura e propriedades.alma mater.a ciência.projeto.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. e Passeggio, F. Danos à superfície de desgaste de componentes aeroespaciais de aço inoxidável EN 3358 durante o deslizamento.Fraternidade.Ed.Suporte Integra.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Fabricação Aditiva de Componentes Metálicos – Processo, Estrutura e Desempenho.programação.alma mater.a ciência.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. e Emmelmann S. Produção de aditivos metálicos.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM Internacional.Terminologia padrão para tecnologia de fabricação aditiva.Produção rápida.Professor assistente.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Propriedades mecânicas e tribológicas do aço inoxidável 316L – comparação entre fusão seletiva a laser, prensagem a quente e fundição convencional.Adicionar à.fabricante.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., e Pham, MS Contribuição da microestrutura para mecanismos de desgaste deslizante a seco de aço inoxidável 316L fabricados aditivamente e anisotropia.alma mater.dezembro.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. e Tatlock GJ Resposta mecânica e mecanismos de deformação de estruturas de aço endurecidas com dispersão de óxido de ferro obtida por fusão seletiva a laser.revista.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI e Akhtar, F. Resistência mecânica de ordem superior após tratamento térmico de SLM 2507 em temperatura ambiente e elevada, auxiliada por precipitação sigma dura/dúctil.Metal (Basileia).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., e Li, S. Microestrutura, reação pós-aquecimento e propriedades tribológicas de aço inoxidável 17-4 PH impresso em 3D.Vestindo 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., e Zhang, L. Comportamento de densificação, evolução da microestrutura e propriedades mecânicas de compósitos de aço inoxidável TiC / AISI420 fabricados por fusão seletiva a laser.alma mater.dezembro.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabricação e caracterização de aço inoxidável AISI 420 utilizando fusão seletiva a laser.alma mater.fabricante.processo.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. e Alrbey K. Características de desgaste por deslizamento e comportamento de corrosão da fusão seletiva a laser de aço inoxidável 316L.J. Alma mater.projeto.executar.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Fricção e desgaste de aço inoxidável em pó sob lubrificação com óleo [J].Tribiol.interno 104, 183–190 (2016).