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La plaque d'épaisseur moyenne en acier inoxydable ASTM A240 304 316 peut être coupée et personnalisée, prix d'usine en Chine

Qualité du matériau : 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Type : Ferritique, Austénite, Martensite, Duplex
Technologie : laminé à froid et laminé à chaud
Certifications : ISO9001, CE, SGS chaque année
Service : tests tiers
Livraison : sous 10-15 jours ou compte tenu de la quantité

L'acier inoxydable est un alliage de fer qui contient au moins 10,5 % de chrome.La teneur en chrome produit un mince film d'oxyde de chrome sur la surface de l'acier appelé couche de passivation.Cette couche empêche la corrosion de se produire sur la surface de l'acier ;plus la quantité de chrome dans l’acier est grande, plus la résistance à la corrosion est grande.

L'acier contient également des quantités variées d'autres éléments tels que le carbone, le silicium et le manganèse.D'autres éléments peuvent être ajoutés pour augmenter la résistance à la corrosion (Nickel) et la formabilité (Molybdène).

Comportement de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone (HCMSS) composé d'environ 22,5 vol.% de carbures à haute teneur en chrome (Cr) et vanadium (V), ont été fixés par fusion par faisceau d'électrons (EBM).La microstructure est composée de phases martensite et d'austénite résiduelles, des carbures de Cr submicroniques à haute teneur en V et microniques élevées sont uniformément répartis et la dureté est relativement élevée.Le CoF diminue d'environ 14,1 % avec l'augmentation de la charge en régime permanent due au transfert de matériau de la chenille usée vers le corps opposé.Par rapport aux aciers à outils martensitiques traités de la même manière, le taux d’usure du HCMSS est presque le même à faibles charges appliquées.Le mécanisme d'usure dominant est l'élimination de la matrice en acier par abrasion suivie de l'oxydation de la trace d'usure, tandis qu'une usure abrasive à trois composants se produit avec l'augmentation de la charge.Zones de déformation plastique sous la cicatrice d'usure identifiées par cartographie transversale de dureté.Les phénomènes spécifiques qui se produisent lorsque les conditions d'usure augmentent sont décrits comme la fissuration du carbure, l'arrachement du carbure de vanadium élevé et la fissuration de la matrice.Cette recherche met en lumière les caractéristiques d’usure de la fabrication additive HCMSS, ce qui pourrait ouvrir la voie à la production de composants EBM pour des applications d’usure allant des arbres aux moules d’injection plastique.
L'acier inoxydable (SS) est une famille d'aciers polyvalents largement utilisés dans l'aérospatiale, l'automobile, l'alimentation et dans de nombreuses autres applications en raison de leur haute résistance à la corrosion et de leurs propriétés mécaniques adaptées1,2,3.Leur haute résistance à la corrosion est due à la teneur élevée en chrome (plus de 11,5 % en poids) en HC, qui contribue à la formation d'un film d'oxyde à forte teneur en chrome en surface1.Cependant, la plupart des nuances d'acier inoxydable ont une faible teneur en carbone et ont donc une dureté et une résistance à l'usure limitées, ce qui entraîne une durée de vie réduite des dispositifs liés à l'usure tels que les composants d'atterrissage aérospatiaux4.Ils ont généralement une faible dureté (de l'ordre de 180 à 450 HV), seuls certains aciers inoxydables martensitiques traités thermiquement ont une dureté élevée (jusqu'à 700 HV) et une teneur élevée en carbone (jusqu'à 1,2 % en poids), ce qui peut contribuer à la formation de martensite.1. En bref, une teneur élevée en carbone abaisse la température de transformation martensitique, permettant la formation d'une microstructure entièrement martensitique et l'acquisition d'une microstructure résistante à l'usure à des vitesses de refroidissement élevées.Des phases dures (par exemple des carbures) peuvent être ajoutées à la matrice en acier pour améliorer encore la résistance à l'usure de la matrice.
L’introduction de la fabrication additive (FA) peut produire de nouveaux matériaux présentant la composition souhaitée, les caractéristiques microstructurales et les propriétés mécaniques supérieures5,6.Par exemple, la fusion sur lit de poudre (PBF), l’un des procédés de soudage additif les plus commercialisés, implique le dépôt de poudres pré-alliées pour former des pièces de forme serrée en faisant fondre les poudres à l’aide de sources de chaleur telles que des lasers ou des faisceaux d’électrons7.Plusieurs études ont montré que les pièces en acier inoxydable usinées de manière additive peuvent surpasser les pièces fabriquées de manière traditionnelle.Par exemple, il a été démontré que les aciers inoxydables austénitiques soumis à un traitement additif possèdent des propriétés mécaniques supérieures en raison de leur microstructure plus fine (c'est-à-dire les relations Hall-Petch)3,8,9.Le traitement thermique de l'acier inoxydable ferritique traité par AM produit des précipités supplémentaires qui offrent des propriétés mécaniques similaires à celles de leurs homologues conventionnels3,10.Acier inoxydable biphasé adopté avec une résistance et une dureté élevées, traité par traitement additif, où les propriétés mécaniques améliorées sont dues aux phases intermétalliques riches en chrome dans la microstructure11.De plus, des propriétés mécaniques améliorées des aciers martensitiques et inoxydables PH à durcissement additive peuvent être obtenues en contrôlant l'austénite retenue dans la microstructure et en optimisant les paramètres d'usinage et de traitement thermique 3,12,13,14.
À ce jour, les propriétés tribologiques des aciers inoxydables austénitiques AM ont reçu plus d'attention que les autres aciers inoxydables.Le comportement tribologique de la fusion laser dans une couche de poudre (L-PBF) traitée au 316L a été étudié en fonction des paramètres de traitement AM.Il a été démontré que minimiser la porosité en réduisant la vitesse de balayage ou en augmentant la puissance du laser peut améliorer la résistance à l'usure15,16.Li et al.17 ont testé l'usure par glissement à sec sous divers paramètres (charge, fréquence et température) et ont montré que l'usure à température ambiante est le principal mécanisme d'usure, tandis que l'augmentation de la vitesse de glissement et de la température favorise l'oxydation.La couche d'oxyde résultante assure le fonctionnement du roulement, le frottement diminue avec l'augmentation de la température et le taux d'usure augmente à des températures plus élevées.Dans d'autres études, l'ajout de particules TiC18, TiB219 et SiC20 à une matrice 316L traitée au L-PBF a amélioré la résistance à l'usure en formant une couche de friction dense écrouie avec une augmentation de la fraction volumique de particules dures.Une couche d'oxyde protectrice a également été observée dans l'acier PH traité au L-PBF12 et dans l'acier duplex SS11, indiquant que limiter l'austénite retenue par un post-traitement thermique12 peut améliorer la résistance à l'usure.Comme résumé ici, la littérature se concentre principalement sur les performances tribologiques de la série 316L SS, alors qu'il existe peu de données sur les performances tribologiques d'une série d'aciers inoxydables martensitiques fabriqués de manière additive avec une teneur en carbone beaucoup plus élevée.
La fusion par faisceau d'électrons (EBM) est une technique similaire au L-PBF capable de former des microstructures avec des carbures réfractaires tels que les carbures à haute teneur en vanadium et en chrome en raison de sa capacité à atteindre des températures et des vitesses de balayage plus élevées 21, 22. Littérature existante sur le traitement EBM de l'acier inoxydable l'acier se concentre principalement sur la détermination des paramètres optimaux de traitement de l'ELM pour obtenir une microstructure sans fissures ni pores et améliorer les propriétés mécaniques23, 24, 25, 26, tout en travaillant sur les propriétés tribologiques de l'acier inoxydable traité par EBM.Jusqu'à présent, le mécanisme d'usure de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité avec l'ELR a été étudié dans des conditions limitées, et de graves déformations plastiques ont été rapportées dans des conditions abrasives (test au papier de verre), sèches et d'érosion par la boue27.
Cette étude a examiné la résistance à l'usure et les propriétés de frottement de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité avec ELR dans les conditions de glissement à sec décrites ci-dessous.Premièrement, les caractéristiques microstructurales ont été caractérisées par microscopie électronique à balayage (MEB), spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie (EDX), diffraction des rayons X et analyse d'images.Les données obtenues avec ces méthodes sont ensuite utilisées comme base pour les observations du comportement tribologique au moyen d'essais alternatifs à sec sous diverses charges, et enfin la morphologie de la surface usée est examinée à l'aide de SEM-EDX et de profilomètres laser.Le taux d'usure a été quantifié et comparé à celui d'aciers à outils martensitiques traités de manière similaire.Cela a été fait afin de créer une base permettant de comparer ce système SS avec des systèmes d'usure plus couramment utilisés avec le même type de traitement.Enfin, une carte transversale du trajet d'usure est présentée à l'aide d'un algorithme de cartographie de dureté qui révèle la déformation plastique qui se produit lors du contact.Il est à noter que les tests tribologiques de cette étude ont été réalisés pour mieux comprendre les propriétés tribologiques de ce nouveau matériau, et non pour simuler une application spécifique.Cette étude contribue à une meilleure compréhension des propriétés tribologiques d'un nouvel acier inoxydable martensitique produit de manière additive pour les applications d'usure nécessitant un fonctionnement dans des environnements difficiles.
Des échantillons d'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone (HCMSS) traité avec ELR sous la marque Vibenite® 350 ont été développés et fournis par VBN Components AB, Suède.La composition chimique nominale de l'échantillon : 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% en poids).Tout d'abord, des éprouvettes glissantes à sec (40 mm × 20 mm × 5 mm) ont été fabriquées à partir des éprouvettes rectangulaires obtenues (42 mm × 22 mm × 7 mm) sans aucun traitement post-thermique par usinage par électroérosion (EDM).Ensuite les échantillons ont été successivement broyés avec du papier de verre SiC de granulométrie 240 à 2400 R pour obtenir une rugosité de surface (Ra) d'environ 0,15 µm.De plus, des échantillons d'acier à outils martensitique à haute teneur en carbone (HCMTS) traité par EBM avec une composition chimique nominale de 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (en poids. .%) (commercialement connu sous le nom de Vibenite® 150) Également préparé de la même manière.Le HCMTS contient 8 % de carbures en volume et n'est utilisé que pour comparer les données de taux d'usure du HCMSS.
La caractérisation microstructurale du HCMSS a été réalisée à l'aide d'un SEM (FEI Quanta 250, USA) équipé d'un détecteur XMax80 à rayons X à dispersion d'énergie (EDX) d'Oxford Instruments.Trois photomicrographies aléatoires contenant 3 500 µm2 ont été prises en mode électrons rétrodiffusés (BSE), puis analysées à l'aide d'une analyse d'image (ImageJ®)28 pour déterminer la fraction de surface (c'est-à-dire la fraction volumique), la taille et la forme.En raison de la morphologie caractéristique observée, la fraction surfacique a été prise égale à la fraction volumique.De plus, le facteur de forme des carbures est calculé à l'aide de l'équation du facteur de forme (Shfa) :
Ici Ai est l'aire du carbure (µm2) et Pi est le périmètre du carbure (µm)29.Pour identifier les phases, une diffraction des rayons X sur poudre (DRX) a été réalisée à l'aide d'un diffractomètre à rayons X (Bruker D8 Discover avec un détecteur à bande LynxEye 1D) avec un rayonnement Co-Kα (λ = 1,79026 Å).Scannez l'échantillon sur la plage 2θ de 35° à 130° avec un pas de 0,02° et un temps de pas de 2 secondes.Les données XRD ont été analysées à l'aide du logiciel Diffract.EVA, qui a mis à jour la base de données cristallographique en 2021. De plus, un testeur de dureté Vickers (Struers Durascan 80, Autriche) a été utilisé pour déterminer la microdureté.Selon la norme ASTM E384-17 30, 30 impressions ont été réalisées sur des échantillons préparés métallographiquement par incréments de 0,35 mm pendant 10 s à 5 kgf.Les auteurs ont déjà caractérisé les caractéristiques microstructurales de HCMTS31.
Un tribomètre à plaque à billes (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) a été utilisé pour effectuer des tests d'usure alternative à sec, dont la configuration est détaillée ailleurs31.Les paramètres de test sont les suivants : selon la norme 32 ASTM G133-05, charge 3 N, fréquence 1 Hz, course 3 mm, durée 1 heure.Des billes d'oxyde d'aluminium (Al2O3, classe de précision 28/ISO 3290) d'un diamètre de 10 mm avec une macrodureté d'environ 1 500 HV et une rugosité de surface (Ra) d'environ 0,05 µm, fournies par Redhill Precision, République tchèque, ont été utilisées comme contrepoids. .L'équilibrage a été choisi pour éviter les effets d'oxydation pouvant survenir du fait de l'équilibrage et pour mieux comprendre les mécanismes d'usure des éprouvettes dans des conditions d'usure sévères.Il convient de noter que les paramètres de test sont les mêmes que dans la Réf.8 afin de comparer les données de taux d'usure avec les études existantes.De plus, une série de tests alternatifs avec une charge de 10 N a été réalisée pour vérifier les performances tribologiques à des charges plus élevées, tandis que les autres paramètres de test restaient constants.Les pressions de contact initiales selon Hertz sont respectivement de 7,7 MPa et 11,5 MPa à 3 N et 10 N.Lors du test d'usure, la force de frottement a été enregistrée à une fréquence de 45 Hz et le coefficient de frottement moyen (CoF) a été calculé.Pour chaque charge, trois mesures ont été effectuées dans des conditions ambiantes.
La trajectoire d'usure a été examinée à l'aide du SEM décrit ci-dessus et l'analyse EMF a été réalisée à l'aide du logiciel d'analyse de surface d'usure Aztec Acquisition.La surface usée du cube apparié a été examinée à l'aide d'un microscope optique (Keyence VHX-5000, Japon).Un profileur laser sans contact (NanoFocus µScan, Allemagne) a scanné la marque d'usure avec une résolution verticale de ±0,1 µm le long de l'axe z et de 5 µm le long des axes x et y.La carte du profil de surface de la cicatrice d'usure a été créée dans Matlab® en utilisant les coordonnées x, y, z obtenues à partir des mesures de profil.Plusieurs profils de trajectoire d'usure verticale extraits de la carte de profil de surface sont utilisés pour calculer la perte de volume d'usure sur la trajectoire d'usure.La perte de volume a été calculée comme le produit de la surface moyenne de la section transversale du profil du fil et de la longueur de la piste d'usure, et des détails supplémentaires sur cette méthode ont été précédemment décrits par les auteurs33.A partir de là, le taux d'usure spécifique (k) est obtenu à partir de la formule suivante :
Ici, V est la perte de volume due à l'usure (mm3), W est la charge appliquée (N), L est la distance de glissement (mm) et k est le taux d'usure spécifique (mm3/Nm)34.Les données de friction et les cartes de profil de surface pour le HCMTS sont incluses dans des documents supplémentaires (Figure supplémentaire S1 et Figure S2) pour comparer les taux d'usure du HCMSS.
Dans cette étude, une carte de dureté transversale du trajet d'usure a été utilisée pour démontrer le comportement de déformation plastique (c'est-à-dire l'écrouissage dû à la pression de contact) de la zone d'usure.Les échantillons polis ont été découpés avec une meule en oxyde d'aluminium sur une machine de découpe (Struers Accutom-5, Autriche) et polis avec des qualités de papier de verre SiC de 240 à 4 000 P le long de l'épaisseur des échantillons.Mesure de microdureté à 0,5 kgf 10 s et 0,1 mm de distance conformément à la norme ASTM E348-17.Les impressions ont été placées sur une grille rectangulaire de 1,26 × 0,3 mm2 à environ 60 µm sous la surface (Figure 1), puis une carte de dureté a été rendue à l'aide du code Matlab® personnalisé décrit ailleurs35.De plus, la microstructure de la section transversale de la zone d'usure a été examinée par MEB.
Schéma de la marque d'usure montrant l'emplacement de la section transversale (a) et une micrographie optique de la carte de dureté montrant la marque identifiée dans la section transversale (b).
La microstructure du HCMSS traité avec ELP est constituée d'un réseau de carbure homogène entouré d'une matrice (Fig. 2a, b).L'analyse EDX a montré que les carbures gris et foncés étaient respectivement des carbures riches en chrome et en vanadium (Tableau 1).Calculée à partir de l'analyse d'images, la fraction volumique des carbures est estimée à environ 22,5 % (~ 18,2 % de carbures à haute teneur en chrome et ~ 4,3 % de carbures à haute teneur en vanadium).Les tailles moyennes de grains avec écarts types sont respectivement de 0,64 ± 0,2 µm et de 1,84 ± 0,4 µm pour les carbures riches en V et Cr (Fig. 2c, d).Les carbures à V élevé ont tendance à être plus ronds avec un facteur de forme (± SD) d'environ 0,88 ± 0,03 car les valeurs de facteur de forme proches de 1 correspondent aux carbures ronds.En revanche, les carbures à haute teneur en chrome ne sont pas parfaitement ronds, avec un facteur de forme d'environ 0,56 ± 0,01, ce qui peut être dû à l'agglomération.Des pics de diffraction de martensite (α, bcc) et d'austénite retenue (γ ', fcc) ont été détectés sur le diagramme de rayons X HCMSS, comme le montre la figure 2e.De plus, le diagramme aux rayons X montre la présence de carbures secondaires.Les carbures à haute teneur en chrome ont été identifiés comme étant des carbures de type M3C2 et M23C6.Selon les données de la littérature36,37,38, les pics de diffraction des carbures VC ont été enregistrés à ≈43° et 63°, ce qui suggère que les pics VC étaient masqués par les pics M23C6 des carbures riches en chrome (Fig. 2e).
Microstructure d'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité avec EBL (a) à faible grossissement et (b) à fort grossissement, montrant des carbures riches en chrome et vanadium et une matrice en acier inoxydable (mode de rétrodiffusion des électrons).Graphiques à barres montrant la distribution granulométrique des carbures riches en chrome (c) et riches en vanadium (d).Le diagramme aux rayons X montre la présence de martensite, d'austénite retenue et de carbures dans la microstructure (d).
La microdureté moyenne est de 625,7 + 7,5 HV5, ce qui montre une dureté relativement élevée par rapport à l'acier inoxydable martensitique traité de manière conventionnelle (450 HV)1 sans traitement thermique.La dureté de nanoindentation des carbures à V élevé et des carbures à Cr élevé se situerait respectivement entre 12 et 32, 5 GPa39 et 13 à 22 GPa40.Ainsi, la dureté élevée du HCMSS traité par ELP est due à la forte teneur en carbone, qui favorise la formation d'un réseau carbure.Ainsi, le HSMSS traité avec ELP présente de bonnes caractéristiques microstructurales et une bonne dureté sans aucun traitement post-thermique supplémentaire.
Les courbes du coefficient de frottement moyen (CoF) pour les échantillons à 3 N et 10 N sont présentées sur la figure 3, la plage des valeurs de frottement minimales et maximales est marquée par un ombrage translucide.Chaque courbe montre une phase de rodage et une phase de régime permanent.La phase de rodage se termine à 1,2 m avec un CoF (± SD) de 0,41 ± 0,24,3 N et à 3,7 m avec un CoF de 0,71 ± 0,16,10 N, avant d'entrer dans la phase stationnaire lorsque le frottement s'arrête.ne change pas rapidement.En raison de la petite surface de contact et de la déformation plastique initiale grossière, la force de frottement a augmenté rapidement pendant la phase de rodage à 3 N et 10 N, où une force de frottement plus élevée et une distance de glissement plus longue se sont produites à 10 N, ce qui peut être dû au fait que Par rapport à 3 N, les dommages en surface sont plus élevés.Pour 3 N et 10 N, les valeurs CoF en phase stationnaire sont respectivement de 0,78 ± 0,05 et 0,67 ± 0,01.Le CoF est pratiquement stable à 10 N et augmente progressivement à 3 N. Dans la littérature limitée, le CoF de l'acier inoxydable traité au L-PBF par rapport aux corps de réaction en céramique à de faibles charges appliquées varie de 0,5 à 0,728, 20, 42, ce qui est en bon accord avec les valeurs de CoF mesurées dans cette étude.La diminution du CoF avec l'augmentation de la charge en régime permanent (environ 14,1 %) peut être attribuée à la dégradation de la surface se produisant à l'interface entre la surface usée et la contrepartie, qui sera discutée plus en détail dans la section suivante à travers l'analyse de la surface du échantillons usés.
Coefficients de frottement des éprouvettes VSMSS traitées à l'ELP sur des trajets de glissement à 3 N et 10 N, une phase stationnaire est marquée pour chaque courbe.
Les taux d'usure spécifiques du HKMS (625,7 HV) sont estimés à 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm et 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm à 3 N et 10 N, respectivement (Fig. 4).Ainsi, le taux d’usure augmente avec l’augmentation de la charge, ce qui est en bon accord avec les études existantes sur l’austénite traitée au L-PBF et au PH SS17,43.Dans les mêmes conditions tribologiques, le taux d'usure à 3 N est environ un cinquième de celui de l'acier inoxydable austénitique traité au L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), comme dans le cas précédent. .8. De plus, le taux d’usure du HCMSS à 3 N était nettement inférieur à celui des aciers inoxydables austénitiques usinés de manière conventionnelle et, en particulier, supérieur à celui des aciers emboutis hautement isotropes (k = 4,20 ± 0,3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) et en acier inoxydable austénitique usiné coulé (k = 4,70 ± 0,3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV), 8, respectivement.Par rapport à ces études dans la littérature, la résistance à l'usure améliorée du HCMSS est attribuée à la teneur élevée en carbone et au réseau de carbure formé, ce qui se traduit par une dureté plus élevée que celle des aciers inoxydables austénitiques usinés de manière additive et usinés de manière conventionnelle.Pour étudier plus en détail le taux d'usure des éprouvettes HCMSS, une éprouvette en acier à outils martensitique à haute teneur en carbone (HCMTS) usinée de manière similaire (avec une dureté de 790 HV) a été testée dans des conditions similaires (3 N et 10 N) à des fins de comparaison ;Le matériel supplémentaire est la carte du profil de surface HCMTS (Figure supplémentaire S2).Le taux d'usure du HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) est presque le même que celui du HCMTS à 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), ce qui indique une excellente résistance à l'usure. .Ces caractéristiques sont principalement attribuées aux caractéristiques microstructurales du HCMSS (c.-à-d. teneur élevée en carbure, taille, forme et répartition des particules de carbure dans la matrice, comme décrit à la section 3.1).Comme indiqué précédemment31,44, la teneur en carbure affecte la largeur et la profondeur de la cicatrice d'usure ainsi que le mécanisme d'usure micro-abrasive.Cependant, la teneur en carbure est insuffisante pour protéger la matrice à 10 N, ce qui entraîne une usure accrue.Dans la section suivante, la morphologie et la topographie de la surface d'usure sont utilisées pour expliquer les mécanismes sous-jacents d'usure et de déformation qui affectent le taux d'usure du HCMSS.À 10 N, le taux d’usure du VCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) est supérieur à celui du VKMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm).Au contraire, ces taux d'usure restent encore assez élevés : dans des conditions d'essais similaires, le taux d'usure des revêtements à base de chrome et de stellite est inférieur à celui du HCMSS45,46.Enfin, en raison de la dureté élevée de l'alumine (1 500 HV), le taux d'usure conjuguée était négligeable et des signes de transfert de matière de l'éprouvette vers les billes d'aluminium ont été trouvés.
Usure spécifique dans l'usinage ELR de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone (HMCSS), l'usinage ELR de l'acier à outils martensitique à haute teneur en carbone (HCMTS) et du L-PBF, le moulage et l'usinage par pressage isotrope élevé (HIP) de l'acier inoxydable austénitique (316LSS) pour diverses applications les vitesses sont chargées.Le nuage de points montre l’écart type des mesures.Les données pour les aciers inoxydables austénitiques sont tirées de 8.
Alors que les rechargements durs tels que le chrome et le stellite peuvent offrir une meilleure résistance à l'usure que les systèmes d'alliage usinés de manière additive, l'usinage additif peut (1) améliorer la microstructure, en particulier pour les matériaux présentant une grande variété de densités.opérations sur la pièce d'extrémité ;et (3) la création de nouvelles topologies de surface telles que des roulements à dynamique fluide intégrés.De plus, AM offre une flexibilité de conception géométrique.Cette étude est particulièrement nouvelle et importante car elle est essentielle pour élucider les caractéristiques d’usure de ces alliages métalliques nouvellement développés avec EBM, pour lesquels la littérature actuelle est très limitée.
La morphologie de la surface usée et la morphologie des échantillons usés à 3 N sont représentées sur la fig.5, où le principal mécanisme d’usure est l’abrasion suivie de l’oxydation.Tout d’abord, le substrat en acier est déformé plastiquement puis retiré pour former des rainures de 1 à 3 µm de profondeur, comme le montre le profil de surface (Fig. 5a).En raison de la chaleur de friction générée par le glissement continu, le matériau retiré reste à l'interface du système tribologique, formant une couche tribologique constituée de petits îlots d'oxyde de fer à haute teneur entourant des carbures de chrome et de vanadium à haute teneur (Figure 5b et Tableau 2).), comme cela a également été rapporté pour l'acier inoxydable austénitique traité au L-PBF15,17.Sur la fig.La figure 5c montre une oxydation intense se produisant au centre de la cicatrice d'usure.Ainsi, la formation de la couche de friction est facilitée par la destruction de la couche de friction (c'est-à-dire la couche d'oxyde) (Fig. 5f) ou l'enlèvement de matière se produit dans les zones faibles de la microstructure, accélérant ainsi l'enlèvement de matière.Dans les deux cas, la destruction de la couche de friction entraîne la formation de produits d'usure à l'interface, ce qui peut être à l'origine de la tendance à l'augmentation du CoF en régime permanent 3N (Fig. 3).De plus, il existe des signes d'usure en trois parties provoqués par des oxydes et des particules d'usure libres sur la piste d'usure, ce qui conduit finalement à la formation de micro-rayures sur le substrat (Fig. 5b, e)9,12,47.
Profil de surface (a) et photomicrographies (b – f) de la morphologie de la surface d'usure de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité par ELP à 3 N, coupe transversale de la marque d'usure en mode BSE (d) et microscopie optique de l'usure surface à 3 sphères d'alumine N (g).
Bandes coulissantes formées sur le substrat en acier, indiquant une déformation plastique due à l'usure (Fig. 5e).Des résultats similaires ont également été obtenus dans une étude du comportement à l’usure de l’acier austénitique SS47 traité au L-PBF.La réorientation des carbures riches en vanadium indique également une déformation plastique de la matrice en acier lors du glissement (Fig. 5e).Les micrographies de la section transversale de la marque d'usure montrent la présence de petites piqûres rondes entourées de microfissures (Fig. 5d), qui peuvent être dues à une déformation plastique excessive près de la surface.Le transfert de matière vers les sphères d'oxyde d'aluminium était limité, tandis que les sphères restaient intactes (Fig. 5g).
La largeur et la profondeur d'usure des échantillons augmentaient avec l'augmentation de la charge (à 10 N), comme le montre la carte topographique de surface (Fig. 6a).L'abrasion et l'oxydation restent les mécanismes d'usure dominants, et une augmentation du nombre de micro-rayures sur la trace d'usure indique qu'une usure en trois parties se produit également à 10 N (Fig. 6b).L'analyse EDX a montré la formation d'îlots d'oxydes riches en fer.Les pics d'Al dans les spectres ont confirmé que le transfert de la substance de la contrepartie à l'échantillon s'est produit à 10 N (Fig. 6c et Tableau 3), alors qu'il n'a pas été observé à 3 N (Tableau 2).L'usure à trois corps est causée par des particules d'usure provenant d'îlots d'oxyde et d'analogues, où une analyse EDX détaillée a révélé un transfert de matière provenant d'analogues (Figure supplémentaire S3 et tableau S1).Le développement d'îlots d'oxydes est associé à des fosses profondes, également observées dans 3N (Fig. 5).La fissuration et la fragmentation des carbures se produisent principalement dans les carbures riches en 10 N Cr (Fig. 6e, f).De plus, les carbures à V élevé s'écaillent et usent la matrice environnante, ce qui provoque à son tour une usure en trois parties.Une fosse similaire en taille et en forme à celle du carbure à V élevé (mis en évidence dans un cercle rouge) est également apparue dans la section transversale de la piste (Fig. 6d) (voir l'analyse de la taille et de la forme du carbure. 3.1), indiquant que le V élevé le carbure V peut s'écailler de la matrice à 10 N. La forme ronde des carbures à haut V contribue à l'effet de traction, tandis que les carbures agglomérés à haute teneur en Cr sont sujets à la fissuration (Fig. 6e, f).Ce comportement de rupture indique que la matrice a dépassé sa capacité à résister à la déformation plastique et que la microstructure ne fournit pas une résistance aux chocs suffisante à 10 N. La fissuration verticale sous la surface (Fig. 6d) indique l'intensité de la déformation plastique qui se produit lors du glissement.À mesure que la charge augmente, il y a un transfert de matériau de la piste usée vers la bille d'alumine (Fig. 6g), qui peut être en régime permanent à 10 N. La principale raison de la diminution des valeurs de CoF (Fig. 3).
Profil de surface (a) et photomicrographies (b – f) de la topographie de la surface usée (b – f) de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité avec EBA à 10 N, coupe transversale de la piste d'usure en mode BSE (d) et surface du microscope optique de sphère d'alumine à 10 N (g).
Lors de l'usure par glissement, la surface est soumise à des contraintes de compression et de cisaillement induites par les anticorps, entraînant une déformation plastique importante sous la surface usée34,48,49.Par conséquent, l’écrouissage peut se produire sous la surface en raison d’une déformation plastique, affectant les mécanismes d’usure et de déformation qui déterminent le comportement à l’usure d’un matériau.Par conséquent, une cartographie transversale de la dureté (telle que détaillée dans la section 2.4) a été réalisée dans cette étude pour déterminer le développement d'une zone de déformation plastique (PDZ) sous la trajectoire d'usure en fonction de la charge.Puisque, comme mentionné dans les sections précédentes, des signes évidents de déformation plastique ont été observés sous la trace d'usure (Fig. 5d, 6d), notamment à 10 N.
Sur la fig.La figure 7 montre des diagrammes de dureté en coupe transversale des marques d'usure du HCMSS traité avec ELP à 3 N et 10 N. Il convient de noter que ces valeurs de dureté ont été utilisées comme indice pour évaluer l'effet de l'écrouissage.Le changement de dureté en dessous du repère d'usure est de 667 à 672 HV à 3 N (Fig. 7a), indiquant que l'écrouissage est négligeable.Vraisemblablement, en raison de la faible résolution de la carte de microdureté (c'est-à-dire la distance entre les marques), la méthode de mesure de dureté appliquée n'a pas pu détecter les changements de dureté.Au contraire, des zones PDZ avec des valeurs de dureté de 677 à 686 HV avec une profondeur maximale de 118 µm et une longueur de 488 µm ont été observées à 10 N (Fig. 7b), ce qui est en corrélation avec la largeur de la piste d'usure ( Figure 6a)).Des données similaires sur la variation de la taille du PDZ en fonction de la charge ont été trouvées dans une étude d'usure sur du SS47 traité avec du L-PBF.Les résultats montrent que la présence d'austénite retenue affecte la ductilité des aciers fabriqués de manière additive 3, 12, 50, et que l'austénite retenue se transforme en martensite lors de la déformation plastique (effet plastique de transformation de phase), ce qui améliore l'écrouissage de l'acier.acier 51. Étant donné que l'échantillon du VCMSS contenait de l'austénite retenue conformément au diagramme de diffraction des rayons X discuté précédemment (Fig. 2e), il a été suggéré que l'austénite retenue dans la microstructure pourrait se transformer en martensite lors du contact, augmentant ainsi la dureté du PDZ ( Fig.7b).De plus, la formation de glissement se produisant sur la piste d'usure (Fig. 5e, 6f) indique également une déformation plastique provoquée par un glissement de dislocation sous l'action d'une contrainte de cisaillement au contact glissant.Cependant, la contrainte de cisaillement induite à 3 N était insuffisante pour produire une densité de dislocation élevée ou la transformation de l'austénite retenue en martensite observée par la méthode utilisée, de sorte que l'écrouissage n'a été observé qu'à 10 N (Fig. 7b).
Diagrammes de dureté en coupe transversale des traces d'usure de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone soumis à un usinage par électroérosion à 3 N (a) et 10 N (b).
Cette étude montre le comportement à l'usure et les caractéristiques microstructurales d'un nouvel acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité avec ELR.Des tests d'usure à sec ont été effectués en glissement sous diverses charges, et des échantillons usés ont été examinés à l'aide de microscopie électronique, de profilomètre laser et de cartes de dureté des sections transversales des traces d'usure.
L'analyse microstructurale a révélé une répartition uniforme de carbures à haute teneur en chrome (~ 18,2 % de carbures) et en vanadium (~ 4,3 % de carbures) dans une matrice de martensite et d'austénite retenue avec une microdureté relativement élevée.Les mécanismes d'usure dominants sont l'usure et l'oxydation à faibles charges, tandis que l'usure à trois corps causée par les carbures étirés à haut V et les oxydes à grains lâches contribue également à l'usure à des charges croissantes.Le taux d'usure est meilleur que celui des aciers inoxydables austénitiques usinés L-PBF et conventionnels, et même similaire à celui des aciers à outils usinés EBM à faibles charges.La valeur CoF diminue avec l'augmentation de la charge due au transfert de matière vers le corps opposé.Grâce à la méthode de cartographie de dureté transversale, la zone de déformation plastique est affichée sous la marque d'usure.Le raffinement possible des grains et les transitions de phase dans la matrice peuvent être étudiés plus en détail en utilisant la diffraction par rétrodiffusion des électrons pour mieux comprendre les effets de l'écrouissage.La faible résolution de la carte de microdureté ne permet pas de visualiser la dureté de la zone d'usure à de faibles charges appliquées. La nanoindentation peut donc fournir des changements de dureté à plus haute résolution en utilisant la même méthode.
Cette étude présente pour la première fois une analyse complète de la résistance à l'usure et des propriétés de frottement d'un nouvel acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité avec ELR.Compte tenu de la liberté de conception géométrique de la FA et de la possibilité de réduire les étapes d'usinage avec la FA, cette recherche pourrait ouvrir la voie à la production de ce nouveau matériau et à son utilisation dans des dispositifs liés à l'usure, depuis les arbres jusqu'aux moules d'injection plastique dotés de canaux de refroidissement compliqués.
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