Resistencia al desgaste de un alto | Cojinetes de plástico inc.

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 por fusión por haz de electrones (EBM). La microestructura consistía en martensita y fases de austenita retenidas con una distribución homogénea de carburos ricos en V de tamaño submicrónico y ricos en Cr de tamaño micrométrico, lo que lleva a una dureza relativamente alta. El CoF disminuyó ~ 14,1 % con el aumento de la carga en el estado estacionario, debido al material transferido desde la pista de desgaste sobre el contracuerpo. La tasa de desgaste del HCMSS en comparación con el acero para herramientas martensítico se procesó 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 por abrasión, seguida de la oxidación de la pista de desgaste, mientras que el desgaste abrasivo de tres cuerpos se produjo con el aumento de la carga. Se reveló una zona deformada plásticamente debajo de la pista de desgaste a través del mapeo de dureza de la sección transversal. Los fenómenos específicos que ocurrieron con condiciones de desgaste cada vez más agresivas se describieron con el agrietamiento de carburos, la extracción de carburos ricos en V y el agrietamiento de la matriz. Este estudio reveló el rendimiento frente al 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 a través de EBM.

Los aceros inoxidables (SS) son una familia de acero 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 (por encima del 11,5% en peso) en 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, dureza y resistencia al desgaste limitadas, lo que conduce 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 solo 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 favorecer 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 (FA) 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 AM más comercializados, puede depositar polvos prealeados para formar un componente de forma casi neta al fundir el polvo usando una fuente de calor como un láser o un haz de electrones7. Varios estudios han demostrado que las piezas SS procesadas por AM pueden ser superiores a las contrapartes fabricadas convencionalmente. Por ejemplo, se ha demostrado que el SS austenítico procesado con AM tiene propiedades mecánicas mejoradas debido a la microestructura más fina (es decir, la relación Hall-Petch)3,8,9. El tratamiento térmico en SS ferrítico procesado por AM promovió la formación de precipitados adicionales, brindando propiedades mecánicas similares a las contrapartes 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 el SS martensítico procesado por AM y el SS endurecido por precipitación controlando la austenita retenida dentro de la microestructura y optimizando los parámetros del tratamiento térmico y del procesamiento AM3,12,13,14.

Hasta la fecha, el rendimiento tribológico del acero inoxidable austenítico procesado con AM ha recibido mucha atención en comparación con el de otros aceros inoxidables. Se investigó el comportamiento tribológico del 316L procesado por fusión de lecho de polvo láser (L-PBF) en función de los parámetros de procesamiento 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 promovieron 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 con el aumento de 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 en la matriz 316L procesada con L-PBF promovió la resistencia al desgaste debido al desarrollo de una tribocapa endurecida por deformación compactada con una relación de volumen creciente de partículas duras. También se observó una capa de óxido protectora en L-PBF endurecido por precipitación procesado12 y SS11 dúplex, mientras que se demostró que la resistencia al desgaste podría mejorarse limitando la cantidad de austenita retenida a través del tratamiento posterior al 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 por AM con un contenido de carbono mucho mayor.

La fusión por haz de electrones (EBM), una técnica similar al 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 haz láser21,22. La literatura disponible sobre acero inoxidable procesado 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 el trabajo disponible para el rendimiento tribológico de EBM- SS procesados. Hasta el momento, se han investigado los mecanismos de desgaste de un SS martensítico con alto contenido de carbono y procesado con EBM en condiciones limitadas, donde se informó que se produjo una deformación plástica severa con la abrasión (prueba con papel de lija), condiciones de erosión en seco y en suspensión27.

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

Muestras de acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) procesadas con EBM (denominadas comercialmente 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 especímenes 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, los especímenes se rectificaron secuencialmente con grados de papel abrasivo SiC que oscilaban entre 240 y 2400 P para obtener una rugosidad superficial (Ra) de ~ 0,15 μm. Además, se analizaron muestras de acero para herramientas martensítico con alto contenido de carbono (HCMTS, por sus siglas en inglés) procesadas con EBM (comercialmente denominadas 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 dispersión de energía (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, fracción de volumen), el tamaño y la forma de las características microestructurales (es decir, carburos) usando análisis de imagen (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 (XRD) 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 XRD se analizaron utilizando el software Diffract.EVA actualizado con una base de datos cristalográfica en 2021. Además, se utilizó un probador de dureza Vickers (Struers Durascan 80, Austria) para la prueba de microdureza. Se realizaron 30 indentaciones con una separación de 0,35 mm a 5 kgf durante 10 s sobre las probetas preparadas metalográficamente siguiendo la norma ASTM E384-1730. La caracterización microestructural de HCMTS ha sido descrita previamente por los autores31.

Se empleó un tribómetro de bola sobre plato (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, EE. UU.) para realizar pruebas de desgaste alternativo en seco, con una configuración detallada en otro lugar31. Los parámetros de prueba fueron los siguientes: carga de 3 N, frecuencia de 1 Hz, carrera de 3 mm durante 1 h de acuerdo con la norma ASTM G133-0532. Como contracuerpo se utilizaron bolas de alúmina (Al2O3 con grado de precisión 28/ISO 3290) con un diámetro de 10 mm y su macrodureza era de ~ 1500 HV y la rugosidad de la superficie (Ra) era 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 brindar una mejor comprensión de los mecanismos de desgaste del cupón en condiciones severas de desgaste. Cabe señalar que los parámetros de prueba son los mismos que en la Ref. 8 para comparar los datos de 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 a cargas más altas, donde los demás parámetros de prueba se mantuvieron iguales. Las presiones de contacto hertzianas iniciales fueron de 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 huellas de desgaste se examinaron utilizando el SEM mencionado anteriormente, mientras que el análisis EDX se realizó 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 huellas de desgaste con una resolución vertical de ± 0,1 μm en z y 5 μm en las direcciones x e y. Los mapas de perfil de superficie de las huellas de desgaste se generaron en Matlab® usando las coordenadas x, y, z obtenidas de las mediciones de perfilería. Varios perfiles de línea perpendiculares a la pista de desgaste extraídos de los mapas de perfil de superficie para calcular la pérdida de volumen de desgaste de las pistas de desgaste. La pérdida de volumen calculada como el producto del área transversal promedio de los perfiles de línea y la longitud de la pista de desgaste, más detalles de esta metodología descrita previamente por los autores33. A partir de esto, se obtuvo la tasa de desgaste específico (k) utilizando 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 Figuras S2), que se usaron para comparar la tasa de desgaste del HCMSS.

En el presente estudio, se utilizaron mapas de dureza transversales 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). Los especímenes desgastados se cortaron con una rueda de corte de óxido de aluminio utilizando una máquina tronzadora (Struers Accutom-5, Austria) y se rectificaron con grados de papel abrasivo SiC que oscilaban entre 240 y 4000 P sobre el espesor de las probetas. Se realizaron mediciones de microdureza con 0.5 kgf por 10 s y espaciamiento de 0.1 mm siguiendo la norma ASTM E348-17. Las muescas 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, las microestructuras transversales de la zona afectada por el desgaste se examinaron 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 por EBM consiste en una red homogénea de carburos rodeada 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). Tal como se calcula a través del análisis de imágenes, se estima que la fracción de volumen de los carburos es ~ 22,5 % (~ 18,2 % de carburos ricos en Cr y ~ 4,3 % de 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 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. En contraste, los carburos ricos en Cr no son completamente circulares, tienen 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 VC en ≈ 43° y 63° según la literatura36,37,38, se supone que los picos 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 gran 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 media es de 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 de 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 demuestra 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 estable donde la fricción no cambia tan rápidamente. Las fuerzas de fricción aumentan rápidamente en las etapas de rodaje tanto a 3 N como a 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 bibliografía limitada, el CoF de SS procesado con L-PBF contra contracuerpos cerámicos con cargas aplicadas bajas oscila entre 0,5 y 0,728,20,42. , concordando bien con los valores de CoF medidos de este estudio. La disminución de CoF (alrededor del 14,1 %) con el aumento de la carga en el 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 discute más a través del análisis de la superficie de las muestras desgastadas en el siguientes secciones.

El coeficiente de fricción contra la distancia de deslizamiento de muestras HCMSS procesadas por EBM a 3 N y 10 N; las etapas de estado estacionario se anotan para cada curva.

La tasa de desgaste específica 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 con el aumento de la carga, lo que concuerda bien con los estudios existentes sobre austenítico procesado 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 informó en un estudio previo8. Además, la tasa de desgaste de HCMSS a 3 N es significativamente más baja que la de SS austenítico procesado convencional; más concretamente, es inferior en torno a una sexta y una séptima parte del valor de un prensado isotrópico elevado—(k = 4,20 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 176 HV) y un molde—(k = 4,70 ± 0,3 × 10 −5 mm3/Nm, 156 HV) acero inoxidable austenítico procesado, respectivamente8. La resistencia al desgaste mejorada de HCMSS en comparación con los estudios en la literatura se atribuye al alto contenido de carbono y la red de carburo formado, lo que resulta en una mayor dureza que las SS austeníticas procesadas convencionalmente y AM. Para examinar más a fondo la tasa de desgaste de las muestras de HCMSS, se probaron muestras de acero para herramientas martensítico 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 un excepcional resistencia al desgaste. Este desempeño se atribuyó principalmente a las características microestructurales de HCMSS (es decir, un alto contenido de carburo, el tamaño, la forma y la distribución de 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 de la tasa de desgaste. En la siguiente sección, se utilizan topografías y morfologías de superficies desgastadas para explicar los mecanismos dominantes de desgaste y deformación que afectan la tasa de desgaste del HCMSS. La tasa de desgaste de HCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) fue mayor en comparación con la tasa de desgaste de HCMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm) a 10 N. Comparativamente, estos índices de desgaste siguen siendo bastante altos: los recubrimientos a base de cromo y Stellite exhiben índices de desgaste más bajos 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 de la muestra a las bolas de alúmina.

Índices de desgaste específicos del acero inoxidable martensítico con alto contenido de carbono (HCMSS) procesado con EBM, el acero para herramientas martensítico con alto contenido de carbono procesado con EBM (HCMTS) y el acero inoxidable austenítico procesado con L-PBF, fundición y prensado 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 recuperaron de8.

A pesar del hecho de que los revestimientos de superficie dura, como los revestimientos a base de cromo y Stellite, pueden proporcionar una mayor resistencia al desgaste que los sistemas de aleación procesados por AM, 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 nuevas topologías de superficie, como rodamientos hidrodinámicos integrados. Además, AM ofrece flexibilidad de diseño geométrico. Este estudio es particularmente novedoso y significativo, ya que es fundamental para revelar el comportamiento de desgaste de estas aleaciones metálicas recientemente desarrolladas a través de 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 oxidación. Primero, la matriz de acero se deformó plásticamente y luego se retiró la matriz de acero, lo que provocó surcos 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 SS15,17 austenítico procesado con L-PBF. 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 interfase, lo que puede ser la razón de la tendencia creciente del CoF en 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, que eventualmente formaron 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 pequeñas picaduras circulares 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 de desgaste de las muestras aumentaron con el aumento de la carga (a 10 N), como se muestra en el mapa topográfico 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 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 un 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 a 3 N (Fig. 5). El agrietamiento y la fragmentación del carburo ocurrieron principalmente para 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 causaron 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 (consulte el análisis de tamaño y forma de carburo en la Sección . 3.1), que muestra que los carburos ricos en V se desprendieron potencialmente de la matriz a 10 N. La forma circular de los carburos ricos en V promovió el efecto de extracción, mientras que los carburos ricos en Cr aglomerados fueron susceptibles al agrietamiento (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 dureza adecuada a 10 N. El agrietamiento vertical en el subsuelo (Fig. 6d) indicó la intensidad de la deformación plástica que ocurrió durante el deslizamiento. . Parte del material se transfirió 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 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 10 N y la microscopía óptica del desgaste superficie de la bola de alúmina a 10 N (g).

Durante el desgaste por deslizamiento, la superficie está sujeta a esfuerzos de compresión y cizallamiento inducidos por el contracuerpo, lo que da como resultado 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 los mecanismos de desgaste y deformación que gobiernan el comportamiento de desgaste de los materiales. Por lo tanto, en el presente estudio, se realizó un mapeo de la 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. Ya que se observaron claros signos de deformación plástica debajo de la pista de desgaste (Figs. 5d, 6d), específicamente a 10 N, como se discutió en las secciones anteriores.

En la Fig. 7, se proporcionan 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 refuerzo por deformación. La variación de dureza debajo de la pista de desgaste estuvo 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), que se correlaciona bien con el ancho de la pista de desgaste (Fig. 6a ). Se informaron hallazgos similares sobre la variación del tamaño de PDZ en función de la carga en un estudio sobre el comportamiento de desgaste del SS47 procesado con L-PBF. Se demostró que la presencia de austenita retenida jugó un papel en la plasticidad del SS3,12,50 procesado con AM y que la austenita retenida se transformó 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 se produjo en la pista de desgaste (Figs. 5e, 6f) también indica que la deformación plástica por deslizamiento de dislocación bajo esfuerzos cortantes se produjo durante el contacto deslizante. Sin embargo, el esfuerzo cortante generado a 3 N fue insuficiente para obtener una alta densidad de dislocaciones 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 del acero inoxidable martensítico de 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 nuevo acero inoxidable martensítico de alto carbono procesado con 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 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 austenítica 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 los carburos ricos en V extraídos y los óxidos de partículas sueltas también contribuyeron al desgaste con el aumento de la carga. La tasa de desgaste fue superior a la del acero inoxidable austenítico procesado con L-PBF y convencional; incluso era similar al acero para herramientas procesado con EBM con una carga aplicada baja. Los valores de CoF disminuyeron con el aumento de la carga debido a la transferencia de material sobre el contracuerpo. Se reveló una zona plástica deformada debajo de la pista de desgaste a través de un enfoque de mapeo de dureza de sección transversal. El posible refinamiento de grano y la transformación de fase de la matriz podrían investigarse más a fondo utilizando la difracción de 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, la prueba de nanoindentación podría 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 con EBM. Teniendo en cuenta la libertad de diseño geométrico de AM y el potencial para reducir los pasos de procesamiento mediante 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 enfriamiento complejo. 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 para Materiales Avanzados, financiado a través de las subvenciones EP/R00661X/1 y EP/P025021/1 del Consejo de Investigación de Ingeniería y Ciencias Físicas (EPSRC). MJ Roy y E. Iakovakis también quisieran agradecer el apoyo financiero del EPSRC (EP/L01680X/1). Los autores agradecen el uso de la Suite de difracción de rayos X del Departamento de Materiales de la Universidad de Manchester y el apoyo técnico, el asesoramiento y la asistencia proporcionados por el Sr. Gary Harrison. Finalmente, a todos los autores les gustaría 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

Avcu soberano

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

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

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 junio 2022

Publicado: 22 julio 2022

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

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