Resistencia al desgaste de un alto fabricado aditivamente.

Scientific Reports volumen 12, número de artículo: 12554 (2022) Citar este artículo

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Se ha capturado el comportamiento de desgaste por deslizamiento en seco de un acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) que consta de ~ 22,5 % en volumen de carburos ricos en cromo (Cr) y vanadio (V) procesados mediante fusión por haz de electrones (EBM). La microestructura consistía en fases de martensita y austenita retenida con una distribución homogénea de carburos ricos en V de tamaño submicrométrico y ricos en Cr de tamaño micrométrico, lo que conduce a una dureza relativamente alta. El CoF disminuyó ~ 14,1% al aumentar la carga en estado estacionario, debido al material transferido desde la pista de desgaste sobre la contracuerpo. La tasa de desgaste del HCMSS en comparación con el acero martensítico para herramientas procesado de la misma manera, y fue casi idéntica bajo una carga aplicada baja. El mecanismo de desgaste dominante fue la eliminación de la matriz de acero mediante abrasión, seguida de la oxidación de la pista de desgaste, mientras que el desgaste abrasivo de tres cuerpos se produjo al aumentar la carga. A través del mapeo de dureza de la sección transversal se reveló una zona plásticamente deformada debajo de la pista de desgaste. Se describieron fenómenos específicos que se produjeron en condiciones de desgaste cada vez más agresivas, como agrietamiento de carburos, extracción de carburos ricos en V y agrietamiento de matrices. Este estudio reveló el rendimiento del desgaste del HCMSS fabricado aditivamente, lo que podría allanar el camino para la producción de componentes para aplicaciones relacionadas con el desgaste que van desde ejes hasta moldes de inyección de plástico mediante EBM.

Los aceros inoxidables (SS) son una familia de aceros versátil ampliamente utilizada en una amplia gama de aplicaciones aeroespaciales, automotrices, de procesamiento de alimentos y muchas otras aplicaciones de ingeniería debido a su alta resistencia a la corrosión y propiedades mecánicas adecuadas1,2,3. Su alta resistencia a la corrosión se atribuye al alto contenido de cromo (superior al 11,5% en peso) en los SS, lo que facilita la formación de una película de óxido rica en cromo en la superficie1. Sin embargo, la mayoría de los grados SS tienen un bajo contenido de carbono y, por lo tanto, una dureza y resistencia al desgaste limitadas, lo que lleva a una vida útil más corta en aplicaciones relacionadas con el desgaste, como los componentes de aterrizaje aeronáutico4. Por lo general, poseen una dureza baja (que oscila entre 180 y 450 HV), y sólo algunos grados de SS martensíticos tratados térmicamente muestran una dureza alta (hasta 700 HV) asociada con su alto contenido de carbono (hasta 1,2% en peso), que puede fomentar la formación. de martensita1. Brevemente, el alto contenido de carbono disminuye la temperatura de transformación de la martensita, permitiendo una microestructura completamente martensítica a altas velocidades de enfriamiento y obteniendo una microestructura resistente al desgaste. Para mejorar aún más el rendimiento de desgaste de la matriz, se pueden incorporar fases duras (como carburos) a la matriz de acero.

La implementación de la fabricación aditiva (AM) permite la producción de nuevos materiales con las composiciones deseadas, características microestructurales y propiedades mecánicas superiores5,6. Por ejemplo, la fusión de lecho de polvo (PBF), uno de los procesos de AM más comercializados, puede depositar polvos prealeados para formar un componente con forma casi neta al fundir el polvo utilizando una fuente de calor como un láser o un haz de electrones7. Varios estudios han demostrado que las piezas de acero inoxidable procesadas por AM pueden ser superiores a las fabricadas convencionalmente. Por ejemplo, se ha demostrado que los SS austeníticos procesados con AM tienen propiedades mecánicas mejoradas debido a una microestructura más fina (es decir, relación Hall-Petch)3,8,9. El tratamiento térmico en SS ferrítico procesado con AM promovió la formación de precipitados adicionales, proporcionando propiedades mecánicas similares a las de sus homólogos convencionales3,10. Se han introducido SS dúplex procesados con AM que tienen alta resistencia y dureza, donde las propiedades mecánicas mejoradas se atribuyen a las fases intermetálicas ricas en Cr dentro de la microestructura11. Además, se pueden obtener propiedades mecánicas mejoradas para los SS martensíticos procesados con AM y los SS endurecidos por precipitación controlando la austenita retenida dentro de la microestructura y optimizando los parámetros de procesamiento y tratamiento térmico de AM3,12,13,14.

Hasta la fecha, el rendimiento tribológico de los SS austeníticos procesados por AM ha recibido mucha atención en comparación con el de otros SS. Se investigó el comportamiento tribológico del 316L procesado por fusión de lecho de polvo con láser (L-PBF) en función de los parámetros de procesamiento de AM. Se demostró que la minimización de la porosidad mediante la reducción de la velocidad de escaneo o el aumento de la potencia del láser promovían la resistencia al desgaste15,16. Li et al.17 realizaron pruebas de desgaste por deslizamiento en seco bajo diferentes parámetros (cargas, frecuencias y temperaturas) y demostraron que el principal mecanismo de desgaste era la abrasión a temperatura ambiente, mientras que el aumento de la velocidad de deslizamiento y la temperatura promovían la oxidación. La capa de óxido desarrollada proporcionó un efecto de soporte y las fuerzas de fricción se redujeron al aumentar la temperatura, mientras que la tasa de desgaste aumentó a temperaturas más altas. En otros estudios, la adición de partículas de TiC18, TiB219 y SiC20 a la matriz 316L procesada con L-PBF promovió la resistencia al desgaste debido al desarrollo de una tribocapa compactada y endurecida por deformación con una proporción de volumen creciente de partículas duras. También se observó una capa protectora de óxido en los endurecidos por precipitación procesados con L-PBF12 y en los SS11 dúplex, mientras que se demostró que la resistencia al desgaste podría mejorarse limitando la cantidad de austenita retenida mediante el tratamiento post-calor12. Como se resume aquí, la literatura se ha centrado principalmente en el comportamiento tribológico de la familia de SS 316L, mientras que hay escasez de datos sobre el comportamiento tribológico de la familia de SS martensíticos procesados con AM con un contenido de carbono mucho mayor.

La fusión por haz de electrones (EBM), una técnica similar a la L-PBF, permite la formación de microestructuras con carburos refractarios (como los carburos ricos en vanadio y cromo), ya que es capaz de alcanzar temperaturas y velocidades de escaneo más altas que el rayo láser21,22. La literatura disponible sobre SS procesados con EBM se ocupa principalmente de identificar los parámetros óptimos de procesamiento de EBM para obtener microestructuras libres de grietas y poros con propiedades mecánicas mejoradas23,24,25,26, mientras que hay trabajos limitados disponibles para el desempeño tribológico de los SS procesados con EBM. procesado SS. Hasta ahora, se han investigado los mecanismos de desgaste de un SS martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM en condiciones limitadas, donde se informó que se produjo una deformación plástica severa con abrasión (pruebas en medios de papel de lija), condiciones de erosión seca y de lodo27.

En el presente estudio, se examinó el rendimiento de desgaste y fricción del acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM en condiciones de deslizamiento seco. Primero, las características microestructurales se caracterizaron mediante microscopía electrónica de barrido (SEM), espectroscopia de rayos X de energía dispersiva (EDX), difracción de rayos X y análisis de imágenes. Los datos obtenidos de estos métodos se utilizaron luego para formar la base de las observaciones de comportamiento tribológico realizadas mediante la realización de pruebas alternativas en seco con diferentes cargas y, finalmente, las morfologías de las superficies desgastadas se investigaron mediante SEM-EDX y perfilometría láser. La tasa de desgaste se cuantificó y se comparó con un acero martensítico para herramientas procesado de manera similar. Esto se ha hecho para formular una base de comparación entre este sistema SS y el empleado más comúnmente para la resistencia al desgaste con el mismo tipo de historial de procesamiento. Finalmente, se demostraron mapas de dureza de la sección transversal de las pistas de desgaste utilizando un algoritmo de mapeo de dureza, revelando la deformación plástica que se produjo durante el contacto. Cabe señalar que las pruebas tribológicas de este estudio se realizan para proporcionar una comprensión más profunda sobre el comportamiento tribológico de este nuevo material y no para simular una aplicación particular. El presente estudio contribuye a avanzar en el estado actual del conocimiento sobre el comportamiento tribológico de un novedoso acero inoxidable martensítico procesado por AM diseñado específicamente para aplicaciones relacionadas con el desgaste que deben operarse en ambientes corrosivos.

Muestras de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) procesadas con EBM (comercialmente denominadas Vibenite® 350) desarrolladas y suministradas por VBN Components AB, Suecia. La composición química nominal de las muestras es 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% en peso). Primero, se produjeron muestras de prueba de deslizamiento en seco (40 mm × 20 mm × 5 mm) a partir de cupones rectangulares tal como se recibieron (42 mm × 22 mm × 7 mm) sin ningún tratamiento térmico posterior mediante mecanizado por descarga eléctrica (EDM). Luego, las muestras se molieron secuencialmente con grados de papel abrasivo de SiC que oscilaban entre 240 y 2400 P para obtener una rugosidad superficial (Ra) de ~ 0,15 μm. Además, se analizaron muestras de acero martensítico para herramientas con alto contenido de carbono (HCMTS) procesadas con EBM (comercialmente denominado Vibenite® 150) con una composición química nominal de 1,5 C, 4,0 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, 85,5 Fe (% en peso). también elaborado con la misma metodología. HCMTS contiene un 8 % de volumen de carburos y solo se utiliza para proporcionar una comparación de los datos de tasa de desgaste del HCMSS.

La caracterización microestructural de HCMSS se llevó a cabo utilizando un SEM (FEI Quanta 250, EE. UU.) equipado con un detector de rayos X de energía dispersiva (EDX), XMax80 de Oxford Instruments. Se tomaron aleatoriamente tres micrografías que comprendían 3500 μm2 en modo de electrones retrodispersados (BSE) y luego se analizaron la fracción de área (es decir, la fracción de volumen), el tamaño y la forma de las características microestructurales (es decir, carburos) mediante análisis de imágenes (ImageJ®)28. Se asumió que la fracción de área es igual a la fracción de volumen debido a la morfología de las características observadas. Además, los factores de forma de los carburos se calcularon utilizando la ecuación del factor de forma (Shfa):

aquí, Ai es el área del carburo (μm2) y Pi es el perímetro del carburo (μm)29. Se realizó difracción de rayos X en polvo (DRX) para identificar las fases utilizando un difractómetro de rayos X (Bruker D8 Discover con detector LynxEye 1D Strip) con radiación Co-Kα (λ = 1,79026 Å). Las muestras se escanearon en un rango de 2θ de 35° a 130° con un tamaño de paso de 0,02° y un tiempo de paso de 2 s. Los datos de XRD se analizaron utilizando el software Diffract.EVA actualizado con una base de datos cristalográfica en 2021. Además, se utilizó un durómetro Vickers (Struers Durascan 80, Austria) para las pruebas de microdureza. Se realizaron 30 indentaciones con un espaciamiento de 0,35 mm a 5 kgf durante 10 s en las muestras preparadas metalográficamente siguiendo la norma ASTM E384-1730. La caracterización microestructural del HCMTS ha sido descrita previamente por los autores31.

Se empleó un tribómetro de bola sobre placa (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, EE. UU.) para realizar pruebas de desgaste alternativo en seco, con una configuración detallada en otra parte31. Los parámetros de prueba fueron los siguientes: carga de 3 N, frecuencia de 1 Hz, carrera de 3 mm durante 1 h según norma ASTM G133-0532. Se utilizaron como contracuerpo bolas de alúmina (Al2O3 con grado de precisión 28/ISO 3290) con un diámetro de 10 mm y su macrodureza fue de ~ 1500 HV y la rugosidad de la superficie (Ra) fue de ~ 0,05 μm, suministradas por Redhill Precision, República Checa. . Se seleccionó un contracuerpo de alúmina para evitar la influencia de los efectos oxidativos que podrían originarse en el contracuerpo y proporcionar una mejor comprensión de los mecanismos de desgaste del cupón en condiciones de desgaste severas. Cabe señalar que los parámetros de prueba son los mismos que en la Ref.8 para comparar los datos de la tasa de desgaste con este estudio existente. Además, se realizó una serie de pruebas alternativas con una carga aplicada de 10 N para examinar el rendimiento tribológico con cargas más altas, donde los demás parámetros de la prueba se mantuvieron iguales. Las presiones de contacto hertzianas iniciales fueron 7,7 MPa y 11,5 MPa a 3 N y 10 N, respectivamente. Durante las pruebas de desgaste, las fuerzas de fricción se registraron a una frecuencia de 45 Hz y se calcularon los valores promedio del coeficiente de fricción (CoF). Se realizaron tres mediciones para cada carga en condiciones ambientales.

Las pistas de desgaste se examinaron utilizando el SEM antes mencionado, mientras que se realizó un análisis EDX para analizar la composición elemental de las superficies desgastadas utilizando el software de adquisición Aztec. Las superficies desgastadas de los contracuerpos se examinaron con un microscopio óptico (Keyence VHX-5000, Japón). Se utilizó un perfilómetro láser sin contacto (NanoFocus μScan, Alemania) para escanear las pistas de desgaste con una resolución vertical de ± 0,1 μm en z y 5 μm en las direcciones xey. Los mapas de perfil de superficie de las pistas de desgaste se generaron en Matlab® utilizando las coordenadas x, y, z obtenidas de las mediciones de perfilomentría. Varios perfiles de líneas perpendiculares a la pista de desgaste extraídos de los mapas de perfiles de superficie para calcular la pérdida de volumen por desgaste de las pistas de desgaste. La pérdida de volumen se calcula como el producto del área de la sección transversal promedio de los perfiles de la línea y la longitud de la pista de desgaste, más detalles de esta metodología descrita previamente por los autores33. A partir de esto, la tasa de desgaste específico (k) se obtuvo usando la siguiente fórmula:

aquí, V es la pérdida de volumen por desgaste (mm3), W es la carga aplicada (N), L es la distancia de deslizamiento (mm) y k es la tasa de desgaste específica (mm3/Nm)34. Los datos de fricción y los mapas de perfil de superficie para el HCMTS se incluyeron en el material complementario (Figuras complementarias S1 y S2), que se utilizaron para comparar la tasa de desgaste del HCMSS.

En el presente estudio, se utilizaron mapas de dureza de la sección transversal de las pistas de desgaste para demostrar el comportamiento de deformación plástica de la zona afectada por el desgaste (es decir, endurecimiento por deformación debido a la presión de contacto). Las muestras desgastadas se cortaron con una rueda de corte de óxido de aluminio usando una máquina cortadora (Struers Accutom-5, Austria) y se molieron con grados de papel abrasivo SiC que oscilaban entre 240 y 4000 P sobre el espesor de los cupones. Las mediciones de microdureza con 0,5 kgf durante 10 s y espaciamiento de 0,1 mm se realizaron siguiendo la norma ASTM E348-17. Las sangrías se ubicaron en una cuadrícula rectangular de 1,26 × 0,3 mm2 y ~ 60 um por debajo de la superficie (Fig. 1), y luego se visualizaron los mapas de dureza utilizando un código Matlab® personalizado descrito en otra parte35. Además, se examinaron las microestructuras de la sección transversal de la zona afectada por el desgaste utilizando un SEM.

Esquema de la pista de desgaste que muestra la posición de la sección transversal (a), una micrografía óptica del mapeo de dureza que muestra la huella de los identificadores en la sección transversal (b).

La microestructura del HCMSS procesado con EBM consiste en una red homogénea de carburos rodeados por una matriz (Fig. 2a, b). El análisis EDX muestra que los carburos de color gris y oscuro son carburos ricos en Cr y ricos en V, respectivamente (Tabla 1). Según lo calculado mediante análisis de imágenes, se estima que la fracción de volumen de carburos es ~ 22,5 % (~ 18,2 % carburos ricos en Cr y ~ 4,3 % carburos ricos en V). Los tamaños de grano promedio con desviación estándar son 0,64 ± 0,2 μm y 1,84 ± 0,4 μm para carburos ricos en V y ricos en Cr, respectivamente (Fig. 2c, d). Los carburos ricos en V tienden a ser más circulares con un factor de forma (± desviación estándar) de ~0,88 ± 0,03 ya que un factor de forma con un valor cercano a 1 corresponde a un carburo circular. Por el contrario, los carburos ricos en Cr no son completamente circulares, teniendo un factor de forma de ~ 0,56 ± 0,01, posiblemente debido a la aglomeración. Los picos de difracción de martensita (α, BCC) y austenita retenida (γ ′, FCC) se detectan en el patrón XRD del HCMSS, como se muestra en la Fig. 2e. Además, el difractograma XRD muestra la presencia de carburos secundarios. Los carburos ricos en Cr se identifican como carburos de tipo M3C2 y M23C6. Se han informado picos de difracción de carburos de VC a ≈ 43 ° y 63 ° según la literatura 36,37,38, se supone que los picos de VC han sido enmascarados por los picos M23C6 de carburos ricos en Cr (Fig. 2e).

Microestructuras de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM (a) a bajo aumento y (b) a alto aumento que muestran carburos ricos en Cr, ricos en V y matriz de acero inoxidable (modo de electrones retrodispersados). Histogramas que revelan la distribución del tamaño de grano de (c) carburos ricos en Cr y (d) ricos en V. Patrón XRD que muestra la presencia de martensita, austenita retenida y carburos dentro de la microestructura (d).

La microdureza promedio es 625,7 + 7,5 HV5, lo que muestra una dureza relativamente alta en comparación con el SS martensítico procesado convencional sin tratamiento térmico (450 HV)1. Se ha informado que la dureza de nanoindentación de los carburos ricos en V y los carburos ricos en Cr oscila entre 12 y 32,5 GPa39 y 13-22 GPa40, respectivamente. Por lo tanto, la alta dureza del HCMSS procesado con EBM se atribuye al alto contenido de carbono que promovió la formación de redes de carburo. En conclusión, el HCMSS procesado con EBM presenta características microestructurales y dureza prometedoras sin ningún tratamiento posterior al calor adicional.

Las curvas del coeficiente medio de fricción (CoF) de las muestras a 3 N y 10 N se presentan en la Fig. 3; el sombreado semitransparente indica el rango de los valores de fricción mínimo y máximo. Cada curva muestra las etapas de rodaje y de estado estacionario. La etapa de rodaje termina a 1,2 m con un CoF (± desviación estándar) de 0,41 ± 0,24 a 3 N, mientras que termina a 3,7 m con un CoF de 0,71 ± 0,16 a 10 N, y luego ocurre la etapa de estado estacionario. donde la fricción no cambia tan rápidamente. Las fuerzas de fricción aumentan rápidamente en las etapas de rodaje a 3 N y 10 N debido a la pequeña área de contacto y a la deformación plástica inicial de las asperezas41, donde se producen fuerzas de fricción más altas y una distancia de deslizamiento extendida a 10 N posiblemente debido a la mayor daño superficial en comparación con el de 3 N. El CoF en la etapa de estado estacionario es 0,78 ± 0,05 y 0,67 ± 0,01 para 3 N y 10 N, respectivamente. El CoF es casi estable a 10 N, mientras que aumenta gradualmente a 3 N. En la literatura limitada, se ha informado que el CoF de los SS procesados con L-PBF contra contracuerpos cerámicos con cargas aplicadas bajas oscila entre 0,5 y 0,728,20,42. , de acuerdo con los valores medidos de CoF de este estudio. La disminución de CoF (alrededor del 14,1%) con el aumento de la carga en estado estacionario podría atribuirse a la degradación de la superficie que se produjo en la interfaz entre la superficie desgastada y el contracuerpo, que se analiza con más detalle a través del análisis de la superficie de las muestras desgastadas en el siguientes apartados.

El coeficiente de fricción contra la distancia de deslizamiento de muestras de HCMSS procesadas con EBM a 3 N y 10 N; Las etapas de estado estacionario están anotadas para cada curva.

La tasa de desgaste específico de HCMSS (625,7 HV) se estimó en 6,56 ± 0,33 × 10–6 mm3/Nm y 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm a 3 N y 10 N, respectivamente (Fig. 4). Por lo tanto, la tasa de desgaste aumentó al aumentar la carga, lo que concuerda bien con los estudios existentes sobre austeníticos procesados con L-PBF y PH SS17,43. La tasa de desgaste a 3 N es menor, alrededor de una quinta parte del valor de un SS austenítico procesado con L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 229 HV) en las mismas condiciones tribológicas, como se informa en un estudio previo8. Además, la tasa de desgaste del HCMSS a 3 N es significativamente menor que la del SS austenítico procesado convencional; más concretamente, es inferior en torno a una sexta y una séptima parte del valor de un prensado isotrópico alto—(k = 4,20 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 176 HV) y un yeso—(k = 4,70 ± 0,3 × 10 −5 mm3/Nm, 156 HV) SS austeníticos procesados, respectivamente8. La resistencia al desgaste mejorada del HCMSS en comparación con los estudios en la literatura se atribuye al alto contenido de carbono y a la red de carburo formada, lo que resulta en una mayor dureza que los SS austeníticos procesados con AM y convencionalmente. Para examinar más a fondo la tasa de desgaste de las muestras de HCMSS, se probaron muestras de acero martensítico para herramientas con alto contenido de carbono (HCMTS) procesadas de manera similar (con una dureza de 790 HV) en condiciones similares (a 3 N y 10 N) para comparar; mapas de perfil de superficie de HCMTS incluidos en el material complementario (Figura complementaria S2). La tasa de desgaste de HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) fue casi la misma en comparación con la tasa de desgaste de HCMTS a 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), lo que indica una excepcional resistencia al desgaste. Este desempeño se atribuyó principalmente a las características microestructurales del HCMSS (es decir, un alto contenido de carburo, el tamaño, la forma y la distribución de las partículas de carburo dentro de la matriz como se describe en la Sección 3.1). Como se informó anteriormente31,44, el contenido de carburo influye en el ancho y la profundidad de la pista de desgaste, así como en los mecanismos de desgaste microabrasivos. Sin embargo, el contenido de carburo fue insuficiente para proteger la matriz a 10 N, lo que resultó en un aumento en la tasa de desgaste. En la sección siguiente, las morfologías y topografías de las superficies desgastadas se utilizan para explicar los mecanismos dominantes de desgaste y deformación que afectan la tasa de desgaste del HCMSS. La tasa de desgaste del HCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) fue mayor en comparación con la tasa de desgaste del HCMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm) a 10 N. Comparativamente, Estas tasas de desgaste siguen siendo bastante altas: los recubrimientos a base de cromo y de estelita exhiben tasas de desgaste más bajas que el HCMSS en condiciones de prueba similares45,46. Finalmente, la tasa de desgaste del contracuerpo fue insignificante debido a la alta dureza de la alúmina (1500 HV), y hubo signos de transferencia de material desde la muestra a las bolas de alúmina.

Tasas de desgaste específicas del acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) procesado con EBM, el acero martensítico para herramientas con alto contenido de carbono (HCMTS) procesado con EBM y el acero inoxidable austenítico procesado con L-PBF, fundición y prensado de alto isotrópico (HIP) (316LSS) a diferentes cargas aplicadas. Las barras de dispersión muestran la desviación estándar de los valores medidos. Los datos del acero inoxidable austenítico se obtuvieron de8.

A pesar de que los recubrimientos duros, como los recubrimientos a base de cromo y estelita, pueden proporcionar una mayor resistencia al desgaste que los sistemas de aleaciones procesadas con AM, la AM permite (1) el refinamiento microestructural, particularmente con aleaciones que tienen un constituyente con grandes diferencias en densidad, ( 2) la reducción de operaciones sustractivas en una pieza final, y (3) la producción de topologías de superficie novedosas, como cojinetes hidrodinámicos incorporados. Además, AM ofrece flexibilidad de diseño geométrico. Este estudio es particularmente novedoso y significativo, ya que es fundamental revelar el comportamiento de desgaste de estas aleaciones metálicas recientemente desarrolladas mediante EBM, donde la literatura actual es muy limitada.

Las morfologías de la superficie desgastada y la topografía de las muestras desgastadas a 3 N se muestran en la Fig. 5, donde el mecanismo de desgaste dominante fue la abrasión seguida de la oxidación. Primero, la matriz de acero se deformó plásticamente y luego se eliminó, lo que provocó ranuras con una profundidad que oscilaba entre ~ 1 y 3 μm, como se muestra en el mapa del perfil de la superficie (Fig. 5a). El material eliminado permaneció en la interfaz del tribosistema, formando una tribocapa que consta de pequeñas islas de óxido ricas en Fe alrededor de carburos ricos en Cr y V (Fig. 5b y Tabla 2) debido al calor de fricción del deslizamiento continuo, como también se informó para SS austeníticos procesados con L-PBF15,17. La Figura 5c indica la intensa oxidación que ocurrió en el centro de la pista de desgaste. Por lo tanto, la eliminación de material se aceleró debido a la fractura de la tribocapa (es decir, la capa de óxido) (Fig. 5f) o la eliminación de material progresó en las regiones débiles dentro de la microestructura, promoviendo la formación de la tribocapa. En ambos casos, la fractura de la tribocapa generó residuos de desgaste en la interfaz, lo que puede ser la razón de la tendencia creciente del CoF en el estado estacionario a 3 N (Fig. 3). Además, hubo signos de abrasión de tres cuerpos causada por el óxido y las partículas de desgaste sueltas en la pista de desgaste, lo que finalmente formó microarañazos en la matriz (Fig. 5b,e)9,12,47.

Mapa del perfil de la superficie (a) y micrografías de las morfologías de la superficie desgastada (b – f), la sección transversal de la pista de desgaste (d) en modo BSE para acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM a 3 N y la microscopía óptica de la superficie desgastada. de la bola de alúmina a 3 N (g).

Se formaron bandas deslizantes en la matriz de acero, lo que indica la deformación plástica debido al desgaste (Fig. 5e). También se informaron resultados similares en un estudio sobre el comportamiento de desgaste del SS47 austenítico procesado con L-PBF. La reorientación de los carburos ricos en V también indicó la deformación plástica de la matriz de acero durante el deslizamiento (Fig. 5e). La micrografía de la sección transversal de la pista de desgaste reveló la existencia de picaduras circulares menores rodeadas de microfisuras (Fig. 5d), posiblemente debido a la excesiva deformación plástica de la superficie cercana. Hubo una transferencia de material limitada a la bola de alúmina, mientras que la bola permaneció intacta (Fig. 5g).

El ancho y la profundidad del desgaste de las muestras aumentaron al aumentar la carga (a 10 N), como se muestra en el mapa de topografía de la superficie (Fig. 6a). La abrasión y la oxidación seguían siendo los mecanismos de desgaste dominantes, mientras que el mayor número de microarañazos en la pista de desgaste sugiere que la abrasión de tres cuerpos también fue significativa a 10 N (Fig. 6b). El análisis EDX mostró la formación de islas de óxido ricas en Fe. Los picos de Al en el espectro confirmaron que se produjo una transferencia de material desde el contracuerpo a la muestra (Fig. 6c y Tabla 3) a 10 N, lo que no se observó a 3 N (Tabla 2). La abrasión de tres cuerpos fue causada por partículas de desechos de desgaste de las islas de óxido y el contracuerpo, donde el análisis EDX detallado reveló transferencia de material desde el contracuerpo (Figura complementaria S3 y Tabla S1). El desarrollo de las islas de óxido estuvo asociado con pozos de gran profundidad, como también se observó en 3 N (Fig. 5). El craqueo y la fragmentación de los carburos se produjeron principalmente en los carburos ricos en Cr a 10 N (Fig. 6e, f). Además, los carburos ricos en V se desprendieron y desgastaron la matriz circundante y luego provocaron una abrasión de tres cuerpos. En la sección transversal de la pista (Fig. 6d), también había un hoyo (resaltado con un círculo rojo) con un tamaño y forma similar al tamaño de los carburos ricos en V (ver análisis de tamaño y forma de carburo en la Sección . 3.1), lo que muestra que los carburos ricos en V fueron potencialmente desalojados de la matriz a 10 N. La forma circular de los carburos ricos en V promovió el efecto de extracción, mientras que los carburos aglomerados ricos en Cr fueron susceptibles a agrietarse (Fig. 6e ,F). Este comportamiento de fractura sugirió que la capacidad de la matriz para resistir la deformación plástica ya se había excedido y la microestructura no proporcionó la tenacidad adecuada a 10 N. El agrietamiento vertical en el subsuelo (Fig. 6d) indicó la intensidad de la deformación plástica que ocurrió durante el deslizamiento. . Se transfirió parte del material de la pista de desgaste a la bola de alúmina con una carga creciente (Fig. 6g), lo que puede ser la razón subyacente de la disminución de los valores de CoF a 10 N en estado estacionario (Fig. 3).

Mapa de perfil de superficie (a) y micrografías de morfologías de superficies desgastadas (b-f), la sección transversal de la pista de desgaste (d) en modo BSE para acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM a 10 N y la microscopía óptica de la superficie desgastada. superficie de la bola de alúmina a 10 N (g).

Durante el desgaste por deslizamiento, la superficie está sujeta a tensiones de compresión y corte inducidas por el contracuerpo, lo que resulta en una deformación plástica significativa debajo de la superficie desgastada34,48,49. En consecuencia, el endurecimiento por deformación dentro del subsuelo puede ocurrir debido a la deformación plástica, lo que influye en el desgaste y los mecanismos de deformación que gobiernan el comportamiento de desgaste de los materiales. Por lo tanto, en el presente estudio, se realizó un mapeo de dureza de la sección transversal (como se detalla en la Sección 2.4) para identificar el desarrollo de una zona plásticamente deformada (PDZ) debajo de la pista de desgaste en función de la carga. Desde entonces, se observaron claros signos de deformación plástica debajo de la pista de desgaste (Fig. 5d, 6d), específicamente a 10 N, como se analizó en las secciones anteriores.

En la Fig. 7, se muestran los mapas de dureza de la sección transversal de la pista de desgaste del HCMSS procesado con EBM a 3 N y 10 N. Cabe señalar que estos valores de dureza se utilizan como indicador para evaluar el efecto de fortalecimiento de la deformación. La variación de dureza debajo de la pista de desgaste fue entre 667 y 672 HV a 3 N (Fig. 7a), lo que indica que el endurecimiento por deformación fue insignificante. Presumiblemente, el método de medición de dureza aplicado no pudo detectar ningún cambio de dureza debido a la baja resolución (es decir, el espacio entre los identificadores) del mapeo de microdureza. Por el contrario, se observó una zona PDZ con valores de dureza entre 677 y 686 HV y una profundidad máxima de 118 μm y una longitud de 488 μm a 10 N (Fig. 7b), lo que se correlaciona bien con el ancho de la pista de desgaste (Fig. 6a). ). En un estudio sobre el comportamiento de desgaste del SS47 procesado con L-PBF se informaron hallazgos similares sobre la variación del tamaño de PDZ en función de la carga. Se demostró que la presencia de austenita retenida desempeñaba un papel en la plasticidad de los SS3,12,50 procesados con AM y que la austenita retenida se transformaba en martensita bajo deformación plástica (efecto de plasticidad inducida por transformación), mejorando el endurecimiento por deformación de los aceros51. Como las muestras de HCMSS contienen austenita retenida de acuerdo con el patrón XRD discutido anteriormente (Fig. 2e), se supone que la austenita retenida dentro de la microestructura puede haberse transformado en martensita durante el contacto, aumentando la dureza en la PDZ (Fig. 7b). . Además, la formación de deslizamiento que ocurrió en la pista de desgaste (Figs. 5e, 6f) también indica que la deformación plástica por dislocación, deslizamiento bajo esfuerzos cortantes, fue causada durante el contacto deslizante. Sin embargo, el esfuerzo cortante generado a 3 N fue insuficiente para obtener una alta densidad de dislocación o transformar la austenita retenida en martensita en una escala observable por los métodos empleados; por lo tanto, el endurecimiento por deformación solo se observa a 10 N (Fig. 7b).

Mapas de dureza de la sección transversal de la pista de desgaste de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM a 3 N (a) y 10 N (b).

El presente estudio revela el comportamiento de desgaste y las características microestructurales de un novedoso acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado por EBM. Se realizaron pruebas de desgaste por deslizamiento en seco con diferentes cargas y las muestras desgastadas se examinaron mediante microscopía electrónica, perfilometría láser y mapeo de dureza de la sección transversal de las pistas de desgaste.

El análisis microestructural mostró una distribución homogénea de carburos ricos en Cr (~ 18,2% de carburos) y ricos en V (~ 4,3% de carburos) dentro de la matriz martensítica y de austenita retenida y una microdureza relativamente alta. Los mecanismos de desgaste dominantes fueron la abrasión y la oxidación con una carga aplicada baja, mientras que la abrasión de tres cuerpos inducida por carburos ricos en V extraídos y partículas de óxido sueltas también contribuyó al desgaste con una carga creciente. La tasa de desgaste fue superior a la del SS austenítico procesado con L-PBF y convencional; era incluso similar al acero para herramientas procesado por EBM con una carga aplicada baja. Los valores de CoF disminuyeron con el aumento de carga debido a la transferencia de material sobre el contracuerpo. Se reveló una zona plástica deformada debajo de la pista de desgaste mediante un método de mapeo de dureza de la sección transversal. El posible refinamiento del grano y la transformación de fase de la matriz podrían investigarse más a fondo utilizando difracción por retrodispersión de electrones para comprender mejor el efecto de endurecimiento por deformación. La baja resolución del mapeo de microdureza impidió la visualización de la dureza en la zona afectada por el desgaste con una carga aplicada baja y, por lo tanto, las pruebas de nanoindentación podrían proporcionar la variación de la dureza con resoluciones más altas utilizando el mismo enfoque.

Por primera vez, este estudio reveló un análisis exhaustivo sobre el rendimiento de desgaste y fricción del novedoso acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono procesado por EBM. Teniendo en cuenta la libertad de diseño geométrico de la AM y el potencial de reducir los pasos de procesamiento utilizando la AM, el presente estudio puede allanar el camino para la producción y el uso de este tipo de materiales novedosos en aplicaciones relacionadas con el desgaste que van desde ejes hasta moldes de inyección de plástico con refrigeración compleja. canales.

El conjunto de datos que respalda este artículo se puede encontrar en línea en: https://doi.org/10.5281/zenodo.5767383.

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El trabajo fue apoyado por la NPL y el Instituto Henry Royce de Materiales Avanzados, financiado a través de las subvenciones EP/R00661X/1 y EP/P025021/1 del Consejo de Investigación en Ingeniería y Ciencias Físicas (EPSRC). MJ Roy y E. Iakovakis también desean agradecer el apoyo financiero del EPSRC (EP/L01680X/1). Los autores agradecen el uso del Departamento de Materiales de Difracción de Rayos X de la Universidad de Manchester y el soporte técnico, el asesoramiento y la asistencia brindados por el Sr. Gary Harrison. Finalmente, todos los autores desean expresar su más sincero agradecimiento a VBN Components AB por suministrar Vibenite® 350 y Vibenite® 150.

Departamento de Ingeniería Mecánica, Aeroespacial y Civil, Universidad de Manchester, Manchester, M13 9PL, Reino Unido

Eleftherios Iakovakis y Matthew J. Roy

Departamento de Ingeniería, Laboratorio Nacional de Física, Teddington, TW11 0LW, Reino Unido

Eleftherios Iakovakis y Mark Gee

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad de Kocaeli, Kocaeli, 41001, Turquía

Egemen Avcu

Departamento de Materiales, Universidad de Manchester, Manchester, M13 9PL, Reino Unido

Egemen Avcu y Allan Matthews

Departamento de Materiales, Instituto Henry Royce, Universidad de Manchester, Manchester, M13 9PL, Reino Unido

Egemen Avcu, Matthew J. Roy y Allan Matthews

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IE: conceptualización, metodología, investigación, software, análisis formal, validación, visualización, redacción (borrador original), redacción: revisión y edición. EA: conceptualización, metodología, investigación, validación, visualización, supervisión, redacción (borrador original), redacción: revisión y edición. MJR: conceptualización, software, validación, redacción: revisión y edición, supervisión, administración de proyectos, adquisición de fondos. MG: conceptualización, metodología, redacción: revisión y edición, validación, supervisión, administración de proyectos, adquisición de fondos. AM: validación, redacción: revisión y edición, supervisión, administración de proyectos, adquisición de fondos.

Correspondencia a Eleftherios Iakovakis, Egemen Avcu o Matthew J. Roy.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Iakovakis, E., Avcu, E., Roy, MJ et al. Resistencia al desgaste de un acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono fabricado aditivamente. Informe científico 12, 12554 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-15621-9

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Recibido: 31 de marzo de 2022

Aceptado: 27 de junio de 2022

Publicado: 22 de julio de 2022

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

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