Résistance à l'usure d'une haute fabrication additive

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 12554 (2022) Citer cet article

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Le comportement d'usure par glissement à sec d'un acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone (HCMSS) composé d'environ 22,5 % en volume de carbures riches en chrome (Cr) et en vanadium (V) traités par fusion par faisceau d'électrons (EBM) a été capturé. La microstructure était constituée de phases de martensite et d'austénite retenue avec une distribution homogène de carbures riches en V et riches en Cr de taille submicronique, conduisant à une dureté relativement élevée. Le CoF a diminué d'environ 14,1 % avec l'augmentation de la charge à l'état stable, en raison du matériau transféré de la piste d'usure sur le contre-corps. Le taux d'usure du HCMSS par rapport à l'acier à outils martensitique traité de la même manière, et il était presque identique sous une faible charge appliquée. Le mécanisme d'usure dominant était l'élimination de la matrice d'acier par abrasion, suivie de l'oxydation de la piste d'usure, tandis que l'usure abrasive à trois corps se produisait avec une charge croissante. Une zone déformée plastiquement sous la trace d'usure a été révélée par une cartographie de dureté en coupe. Des phénomènes spécifiques se produisant avec des conditions d'usure de plus en plus agressives ont été décrits avec la fissuration du carbure, l'arrachement des carbures riches en V et la fissuration de la matrice. Cette étude a révélé les performances d'usure du HCMSS fabriqué de manière additive, ce qui pourrait ouvrir la voie à la production de composants pour des applications liées à l'usure allant des arbres aux moules d'injection plastique via EBM.

Les aciers inoxydables (SS) sont une famille d'acier polyvalente largement utilisée dans une large gamme d'applications aérospatiales, automobiles, agro-alimentaires et de nombreuses autres applications d'ingénierie en raison de leur haute résistance à la corrosion et de leurs propriétés mécaniques appropriées1,2,3. Leur haute résistance à la corrosion est attribuée à la forte teneur en chrome (supérieure à 11,5 % en poids) du SS, facilitant la formation d'un film d'oxyde riche en chrome sur la surface1. Cependant, la plupart des nuances SS ont une faible teneur en carbone et donc une dureté et une résistance à l'usure limitées, ce qui entraîne une durée de vie plus courte dans les applications liées à l'usure telles que les composants d'atterrissage aéronautiques4. Ils possèdent généralement une faible dureté (comprise entre 180 et 450 HV), et seules certaines nuances d'inox martensitiques traités thermiquement présentent une dureté élevée (jusqu'à 700 HV) associée à leur forte teneur en carbone (jusqu'à 1,2 % en poids) qui peut favoriser la formation de martensite1. En bref, la teneur élevée en carbone diminue la température de transformation de la martensite, permettant une microstructure entièrement martensitique à des vitesses de refroidissement élevées et l'obtention d'une microstructure résistante à l'usure. Pour améliorer encore les performances d'usure de la matrice, des phases dures (telles que des carbures) peuvent être incorporées dans la matrice en acier.

La mise en œuvre de la fabrication additive (FA) permet la production de nouveaux matériaux avec les compositions souhaitées, les caractéristiques microstructurales et les propriétés mécaniques supérieures5,6. Par exemple, la fusion sur lit de poudre (PBF), l'un des procédés de fabrication additive les plus commercialisés, peut déposer des poudres pré-alliées pour former un composant de forme quasi nette en faisant fondre la poudre à l'aide d'une source de chaleur telle qu'un laser ou un faisceau d'électrons7. Plusieurs études ont montré que les pièces en acier inoxydable traitées par AM peuvent être supérieures à celles de leurs homologues fabriquées de manière conventionnelle. Par exemple, il a été démontré que les aciers inoxydables austénitiques traités par AM ont des propriétés mécaniques améliorées en raison de la microstructure plus fine (c'est-à-dire la relation Hall-Petch)3,8,9. Le traitement thermique dans l'acier inoxydable ferritique traité par AM a favorisé la formation de précipités supplémentaires, offrant des propriétés mécaniques similaires à celles des homologues conventionnels3,10. Des aciers inoxydables duplex traités par AM ayant une résistance et une dureté élevées ont été introduits, où les propriétés mécaniques améliorées sont attribuées aux phases intermétalliques riches en Cr dans la microstructure11. En outre, des propriétés mécaniques améliorées pour les aciers inoxydables martensitiques traités par AM et les aciers inoxydables durcis par précipitation peuvent être obtenues en contrôlant l'austénite retenue dans la microstructure et en optimisant les paramètres de traitement AM et de traitement thermique3,12,13,14.

À ce jour, les performances tribologiques des aciers inoxydables austénitiques traités par AM ont reçu beaucoup d'attention par rapport à celles des autres aciers inoxydables. Le comportement tribologique du 316L traité par fusion laser sur lit de poudre (L-PBF) a été étudié en fonction des paramètres de traitement AM. Il a été démontré que la minimisation de la porosité en réduisant la vitesse de balayage ou en augmentant la puissance du laser favorisait la résistance à l'usure15,16. Li et al.17 ont effectué des tests d'usure par glissement à sec sous différents paramètres (charges, fréquences et températures) et ont montré que le principal mécanisme d'usure était l'abrasion à température ambiante, tandis que l'augmentation de la vitesse de glissement et de la température favorisait l'oxydation. La couche d'oxyde développée a fourni un effet de roulement et les forces de frottement ont été réduites avec l'augmentation de la température, tandis que le taux d'usure a augmenté à des températures plus élevées. Dans d'autres études, l'ajout de particules de TiC18, TiB219 et SiC20 dans la matrice 316L traitée au L-PBF a favorisé la résistance à l'usure en raison du développement d'une tribocouche durcie par contrainte compactée avec un rapport volumique croissant de particules dures. Une couche d'oxyde protectrice a également été observée dans le durcissement par précipitation traité au L-PBF12 et le duplex SS11, tandis qu'il a été démontré que la résistance à l'usure pouvait être améliorée en limitant la quantité d'austénite retenue par le traitement post-thermique12. Comme résumé ici, la littérature s'est principalement concentrée sur le comportement tribologique de la famille 316L SS, alors qu'il y a peu de données sur le comportement tribologique de la famille martensitique SS traitée par AM avec une teneur en carbone beaucoup plus élevée.

La fusion par faisceau d'électrons (EBM), une technique similaire à L-PBF, permet la formation de microstructures avec des carbures réfractaires (tels que des carbures riches en vanadium et en chrome) car elle est capable d'atteindre des températures et des vitesses de balayage plus élevées que le faisceau laser21,22. La littérature disponible sur le SS traité par EBM concerne principalement l'identification des paramètres de traitement EBM optimaux pour l'obtention de microstructures sans fissures et sans pores avec des propriétés mécaniques améliorées23,24,25,26, alors que des travaux limités sont disponibles pour les performances tribologiques de l'EBM- traité SS. Jusqu'à présent, les mécanismes d'usure d'un SS martensitique à haute teneur en carbone traité par EBM dans des conditions limitées ont été étudiés, où il a été signalé qu'une déformation plastique sévère s'est produite avec des conditions d'abrasion (test de papier de verre), d'érosion sèche et de boue27.

Dans la présente étude, les performances d'usure et de frottement de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité par EBM ont été examinées dans des conditions de glissement à sec. Tout d'abord, les caractéristiques microstructurales ont été caractérisées à l'aide de la microscopie électronique à balayage (SEM), de la spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie (EDX), de la diffraction des rayons X et de l'analyse d'images. Les données obtenues à partir de ces méthodes ont ensuite été utilisées pour former la base des observations de comportement tribologique réalisées en effectuant des essais alternatifs à sec à différentes charges, et enfin, les morphologies des surfaces usées ont été étudiées à l'aide de SEM-EDX et de la profilométrie laser. Le taux d'usure a été quantifié et comparé à un acier à outils martensitique traité de manière similaire. Cela a été fait pour formuler une base de comparaison entre ce système SS et celui plus couramment utilisé pour la résistance à l'usure avec le même type d'historique de traitement. Enfin, des cartes de dureté en coupe transversale des traces d'usure ont été démontrées à l'aide d'un algorithme de cartographie de dureté, révélant la déformation plastique qui s'est produite lors du contact. Il convient de noter que les tests tribologiques de cette étude sont effectués pour fournir une compréhension plus approfondie du comportement tribologique de ce nouveau matériau et non pour simuler une application particulière. La présente étude contribue à faire progresser l'état actuel des connaissances sur le comportement tribologique d'un nouvel acier inoxydable martensitique traité par FA conçu spécifiquement pour les applications liées à l'usure qui doivent être exploitées dans des environnements corrosifs.

Échantillons d'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone (HCMSS) traités par EBM (désignation commerciale Vibenite® 350) développés et fournis par VBN Components AB, Suède. La composition chimique nominale des échantillons est de 1,9 C, 20,0 Cr, 1,0 Mo, 4,0 V, 73,1 Fe (% en poids). Tout d'abord, des éprouvettes de glissement à sec (40 mm × 20 mm × 5 mm) ont été produites à partir de coupons rectangulaires tels que reçus (42 mm × 22 mm × 7 mm) sans aucun post-traitement thermique par usinage par décharge électrique (EDM). Ensuite, les éprouvettes ont été meulées séquentiellement avec des grades de papier abrasif SiC allant de 240 à 2400 P 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 (commercialement désigné Vibenite® 150) 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) ont été également préparé avec la même méthodologie. Le HCMTS contient 8 % en volume de carbures et n'est utilisé que pour fournir une comparaison des données de taux d'usure du HCMSS.

La caractérisation microstructurale de HCMSS a été réalisée à l'aide d'un SEM (FEI Quanta 250, USA) équipé d'un détecteur de rayons X à dispersion d'énergie (EDX), XMax80 d'Oxford instruments. Trois micrographies comprenant 3500 μm2 ont été prises au hasard en mode d'électrons rétrodiffusés (BSE), puis la fraction de surface (c'est-à-dire la fraction volumique), la taille et la forme des caractéristiques microstructurales (c'est-à-dire les carbures) ont été analysées à l'aide de l'analyse d'image (ImageJ®)28. Il a été supposé que la fraction de surface est égale à la fraction de volume en raison de la morphologie des caractéristiques observées. De plus, les facteurs de forme des carbures ont été calculés 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. Une diffraction des rayons X sur poudre (DRX) a été réalisée pour identifier les phases à l'aide d'un diffractomètre à rayons X (Bruker D8 Discover avec détecteur LynxEye 1D Strip) avec un rayonnement Co-Kα (λ = 1,79026 Å). Les échantillons ont été scannés sur une plage 2θ de 35° à 130° avec une taille de pas de 0,02° et un temps de pas de 2 s. Les données XRD ont été analysées à l'aide du logiciel Diffract.EVA mis à jour avec une base de données cristallographique en 2021. De plus, un testeur de dureté Vickers (Struers Durascan 80, Autriche) a été utilisé pour les tests de micro-dureté. 30 empreintes espacées de 0,35 mm ont été réalisées à 5 kgf pendant 10 s sur les éprouvettes préparées métallographiquement selon la norme ASTM E384-1730. La caractérisation microstructurale du HCMTS a été décrite précédemment par les auteurs31.

Un tribomètre bille sur plaque (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) a été utilisé pour effectuer des tests d'usure alternative à sec, avec une configuration détaillée ailleurs31. Les paramètres du test étaient les suivants : charge 3 N, fréquence 1 Hz, course 3 mm pendant 1 h selon la norme ASTM G133-0532. Des billes d'alumine (Al2O3 avec un degré de précision 28/ISO 3290) d'un diamètre de 10 mm ont été utilisées comme contre-corps et leur macro-dureté était d'environ 1500 HV et la rugosité de surface (Ra) était d'environ 0,05 μm, comme fourni par Redhill Precision, République tchèque . Un contre-corps en alumine a été sélectionné pour éviter l'influence des effets oxydatifs qui pourraient provenir du contre-corps et fournir une meilleure compréhension des mécanismes d'usure du coupon dans des conditions d'usure sévères. Il convient de noter que les paramètres de test sont les mêmes que dans la Réf.8 pour comparer les données de taux d'usure avec cette étude existante. De plus, une série de tests alternatifs avec une charge appliquée de 10 N a été effectuée pour examiner les performances tribologiques à des charges plus élevées, où les autres paramètres de test sont restés les mêmes. Les pressions de contact hertziennes initiales étaient de 7,7 MPa et 11,5 MPa à 3 N et 10 N, respectivement. Lors des tests d'usure, les forces de frottement ont été enregistrées à une fréquence de 45 Hz et les valeurs moyennes du coefficient de frottement (CoF) ont été calculées. Trois mesures ont été effectuées pour chaque charge dans des conditions ambiantes.

Les pistes d'usure ont été examinées à l'aide du SEM susmentionné, tandis qu'une analyse EDX a été effectuée pour analyser la composition élémentaire des surfaces usées à l'aide du logiciel d'acquisition Aztec. Les surfaces usées des contre-corps ont été examinées avec un microscope optique (Keyence VHX-5000, Japon). Un profilomètre laser sans contact (NanoFocus μScan, Allemagne) a été utilisé pour scanner les traces d'usure avec une résolution verticale de ± 0,1 μm en z et 5 μm dans les directions x et y. Des cartes de profil de surface des traces d'usure ont été générées dans Matlab® en utilisant les coordonnées x, y, z obtenues à partir des mesures de profilométrie. Plusieurs profils de lignes perpendiculaires à la trace d'usure extraits des cartes de profil de surface pour calculer la perte de volume d'usure des traces d'usure. La perte de volume calculée comme le produit de la section transversale moyenne des profils de ligne et de la longueur de la trace d'usure, détails supplémentaires de cette méthodologie précédemment décrite par les auteurs33. À partir de là, le taux d'usure spécifique (k) a été obtenu à l'aide de la formule suivante :

ici, V est la perte de volume d'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 frottement et les cartes de profil de surface pour le HCMTS ont été incluses dans le matériel supplémentaire (Figs. S1 et S2 supplémentaires), qui ont été utilisées pour comparer le taux d'usure du HCMSS.

Dans la présente étude, des cartes de dureté en coupe transversale des pistes d'usure ont été utilisées pour démontrer le comportement de déformation plastique de la zone affectée par l'usure (c'est-à-dire l'écrouissage dû à la pression de contact). Les éprouvettes usées ont été découpées avec une meule à tronçonner en oxyde d'aluminium à l'aide d'une machine à tronçonner (Struers Accutom-5, Autriche) et meulées avec des grades de papier abrasif SiC allant de 240 à 4000 P sur l'épaisseur des coupons. Des mesures de microdureté avec 0,5 kgf pendant 10 s et un espacement de 0,1 mm ont été effectuées selon la norme ASTM E348-17. Les empreintes étaient situées sur une grille rectangulaire de 1,26 × 0,3 mm2 et ~ 60 um sous la surface (Fig. 1), puis les cartes de dureté ont été visualisées à l'aide d'un code Matlab® personnalisé décrit ailleurs35. En outre, les microstructures en coupe transversale de la zone affectée par l'usure ont été examinées à l'aide d'un SEM.

Schéma de la trace d'usure montrant la position de la section transversale (a), une micrographie optique de la cartographie de dureté montrant l'empreinte des empreintes dans la section transversale (b).

La microstructure du HCMSS traité par EBM consiste en un réseau homogène de carbures entouré d'une matrice (Fig. 2a, b). L'analyse EDX montre que les carbures de couleur grise et de couleur foncée sont respectivement des carbures riches en Cr et riches en V (tableau 1). Comme calculé par analyse d'image, la fraction volumique de carbures est estimée à ~ 22,5 % (~ 18,2 % de carbures riches en Cr et ~ 4,3 % de carbures riches en V). Les tailles de grains moyennes avec écart type sont de 0, 64 ± 0, 2 μm et de 1, 84 ± 0, 4 μm pour les carbures riches en V et riches en Cr, respectivement (Fig. 2c, d). Les carbures riches en V ont tendance à être plus circulaires avec un facteur de forme (± écart type) de ~ 0,88 ± 0,03 puisqu'un facteur de forme avec une valeur proche de 1 correspond à un carbure circulaire. En revanche, les carbures riches en Cr ne sont pas entièrement circulaires, ayant un facteur de forme d'environ 0,56 ± 0,01, peut-être en raison de l'agglomération. Les pics de diffraction de la martensite (α, BCC) et de l'austénite retenue (γ ', FCC) sont détectés dans le diagramme XRD du HCMSS, comme le montre la figure 2e. De plus, le diffractogramme XRD montre la présence de carbures secondaires. Les carbures riches en Cr sont identifiés comme des carbures de type M3C2 et M23C6. Des pics de diffraction des carbures VC ont été rapportés à ≈ 43° et 63° selon la littérature36,37,38, on suppose que les pics VC ont été masqués par les pics M23C6 des carbures riches en Cr (Fig. 2e).

Microstructures d'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité par EBM (a) à faible grossissement et (b) à fort grossissement montrant des carbures riches en Cr, riches en V et une matrice en acier inoxydable (mode électronique rétrodiffusé). Histogrammes révélant la distribution granulométrique des carbures (c) riches en Cr et (d) riches en V. Diagramme XRD montrant la présence de martensite, d'austénite résiduelle et de carbures dans la microstructure (d).

La micro-dureté moyenne est de 625,7 + 7,5 HV5, ce qui montre une dureté relativement élevée par rapport à l'acier martensitique conventionnel non traité thermiquement (450 HV)1. La dureté de nanoindentation des carbures riches en V et des carbures riches en Cr a été rapportée entre 12 et 32,5 GPa39 et 13–22 GPa40, respectivement. Ainsi, la dureté élevée du HCMSS traité par EBM est attribuée à la teneur élevée en carbone qui a favorisé la formation du réseau de carbure. En conclusion, le HCMSS traité par EBM présente des caractéristiques microstructurales et une dureté prometteuses sans aucun traitement post-thermique supplémentaire.

Les courbes de coefficient de frottement moyen (CoF) des échantillons à 3 N et 10 N sont présentées à la Fig. 3 ; l'ombrage semi-transparent indique la plage des valeurs de frottement minimum et maximum. Chaque courbe illustre les phases de rodage et d'état stable. La phase de rodage se termine à 1,2 m avec un CoF (± écart type) de 0,41 ± 0,24 à 3 N, tandis qu'elle se termine à 3,7 m avec un CoF de 0,71 ± 0,16 à 10 N, puis la phase de régime permanent se produit où le frottement ne change pas aussi rapidement. Les forces de frottement augmentent rapidement dans les phases de rodage à la fois à 3 N et à 10 N en raison de la petite surface de contact et de la déformation plastique initiale des aspérités41, où des forces de frottement plus élevées et une distance de glissement étendue se produisent à 10 N probablement en raison de la dommages de surface plus élevés par rapport à celui de 3 N. Le CoF à l'état d'équilibre est de 0,78 ± 0,05 et 0,67 ± 0,01 pour 3 N et 10 N, respectivement. Le CoF est presque stable à 10 N, alors qu'il augmente progressivement à 3 N. Dans la littérature limitée, le CoF des aciers inoxydables traités au L-PBF contre les contre-corps en céramique à de faibles charges appliquées a été rapporté entre 0,5 et 0,728,20,42 , en bon accord avec les valeurs CoF mesurées de cette étude. La diminution du CoF (environ 14,1 %) avec l'augmentation de la charge à l'état stable pourrait être attribuée à la dégradation de surface qui s'est produite à l'interface entre la surface usée et le contre-corps, qui est discutée plus en détail à travers l'analyse de surface des échantillons usés dans le rubriques suivantes.

Le coefficient de frottement par rapport à la distance de glissement des échantillons HCMSS traités par EBM à 3 N et 10 N ; les paliers en régime permanent sont annotés pour chaque courbe.

Le taux d'usure spécifique du HCMSS (625,7 HV) a été estimé 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 augmentait avec l'augmentation de la charge, ce qui concordait bien avec les études existantes sur l'austénitique traité au L-PBF et le PH SS17,43. Le taux d'usure à 3 N est inférieur à environ un cinquième de la valeur d'un acier inoxydable austénitique traité au L-PBF (k = 3,50 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 229 HV) dans les mêmes conditions tribologiques, comme indiqué dans un étude précédente8. De plus, le taux d'usure du HCMSS à 3 N est significativement inférieur à celui de l'acier inoxydable austénitique traité conventionnel ; plus précisément, elle est inférieure d'environ un sixième et un septième de la valeur d'un pressage isotrope élevé - (k = 4,20 ± 0,3 × 10−5 mm3/Nm, 176 HV) et d'un coulage - (k = 4,70 ± 0,3 × 10 −5 mm3/Nm, 156 HV) acier inoxydable austénitique traité, respectivement8. L'amélioration de la résistance à l'usure du HCMSS par rapport aux études de la littérature est attribuée à la teneur élevée en carbone et au réseau de carbure formé, ce qui entraîne une dureté plus élevée que les aciers inoxydables austénitiques traités par AM et traités de manière conventionnelle. Pour examiner plus en détail le taux d'usure des échantillons HCMSS, des échantillons d'acier à outils martensitique à haute teneur en carbone (HCMTS) traités de manière similaire (avec une dureté de 790 HV) ont été testés dans des conditions similaires (à 3 N et 10 N) à des fins de comparaison ; cartes de profil de surface de HCMTS incluses dans le matériel supplémentaire (Fig. S2 supplémentaire). Le taux d'usure du HCMSS (k = 6,56 ± 0,34 × 10–6 mm3/Nm) était presque le même par rapport au taux d'usure du HCMTS à 3 N (k = 6,65 ± 0,68 × 10–6 mm3/Nm), indiquant une résistance à l'usure exceptionnelle. Cette performance a été principalement attribuée aux caractéristiques microstructurales du HCMSS (c'est-à-dire une teneur élevée en carbure, la taille, la forme et la distribution des particules de carbure dans la matrice comme décrit dans la section 3.1). Comme indiqué précédemment31,44, la teneur en carbure influence la largeur et la profondeur de la piste d'usure ainsi que les mécanismes d'usure micro-abrasifs. Cependant, la teneur en carbure était insuffisante pour protéger la matrice à 10 N, entraînant une augmentation du taux d'usure. Dans la section qui suit, les morphologies et topographies des surfaces usées sont utilisées pour expliquer les mécanismes dominants d'usure et de déformation affectant le taux d'usure du HCMSS. Le taux d'usure du HCMSS (k = 9,66 ± 0,37 × 10–6 mm3/Nm) était plus élevé que le taux d'usure du HCMTS (k = 5,45 ± 0,69 × 10–6 mm3/Nm) à 10 N. Comparativement, ces taux d'usure sont encore assez élevés : les revêtements à base de chrome et de stellite présentent des taux d'usure inférieurs à ceux du HCMSS dans des conditions d'essai similaires45,46. Enfin, le taux d'usure du contre-corps était négligeable en raison de la dureté élevée de l'alumine (1500 HV), et il y avait des signes de transfert de matière de l'échantillon vers les billes d'alumine.

Taux d'usure spécifiques de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone (HCMSS) traité par EBM, de l'acier à outils martensitique à haute teneur en carbone (HCMTS) traité par EBM et de l'acier inoxydable austénitique traité L-PBF, coulé et pressé à haute isotropie (HIP) (316LSS) à différentes charges appliquées. Les barres de dispersion montrent l'écart type des valeurs mesurées. Les données pour l'acier inoxydable austénitique ont été extraites de8.

Malgré le fait que les revêtements à surface dure, tels que les revêtements à base de chrome et de stellite, peuvent offrir une résistance à l'usure supérieure à celle des systèmes d'alliage traités par FA, la FA permet (1) un raffinement microstructural, en particulier avec des alliages ayant un constituant avec de grandes différences de densité, ( 2) la réduction des opérations soustractives sur une pièce finale, et (3) la production de nouvelles topologies de surface, telles que des appuis hydrodynamiques intégrés. De plus, AM offre une flexibilité de conception géométrique. Cette étude est particulièrement nouvelle et significative car il est essentiel de révéler le comportement à l'usure de ces alliages métalliques nouvellement développés via EBM, où la littérature actuelle est très limitée.

Les morphologies de surface usées et la topographie des échantillons usés à 3 N sont illustrées à la Fig. 5, où le mécanisme d'usure dominant était l'abrasion suivie d'une oxydation. Tout d'abord, la matrice en acier a été déformée plastiquement, puis la matrice en acier a été retirée, provoquant des rainures d'une profondeur comprise entre ~ 1 et 3 μm, comme indiqué sur la carte du profil de surface (Fig. 5a). Le matériau retiré est resté à l'interface du tribosystème, formant une tribocouche constituée de petits îlots d'oxyde riches en Fe autour de carbures riches en Cr et riches en V (Fig. 5b et Tableau 2) en raison de la chaleur de friction du glissement continu, comme également signalé pour le SS15,17 austénitique traité au L-PBF. La figure 5c indique l'oxydation intense qui s'est produite au centre de la trace d'usure. Ainsi, soit l'enlèvement de matière a été accéléré en raison de la fracturation de la tribocouche (c'est-à-dire la couche d'oxyde) (Fig. 5f), soit l'enlèvement de matière a progressé dans les régions faibles de la microstructure, favorisant la formation de la tribocouche. Dans les deux cas, la fracture de la tribocouche a généré des débris d'usure à l'interface, ce qui peut être à l'origine de la tendance croissante du CoF en régime permanent à 3 N (Fig. 3). De plus, il y avait des signes d'abrasion à trois corps causée par l'oxyde et des particules d'usure lâches sur la piste d'usure, formant finalement des micro-rayures sur la matrice (Fig. 5b, e)9,12,47.

Carte du profil de surface (a) et micrographies des morphologies des surfaces usées (b–f), la coupe transversale de la trace d'usure (d) en mode BSE pour l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité EBM à 3 N et la microscopie optique de la surface usée de la bille d'alumine à 3 N (g).

Des bandes de glissement se sont formées sur la matrice en acier, indiquant la déformation plastique due à l'usure (Fig. 5e). Des résultats similaires ont également été rapportés dans une étude sur le comportement à l'usure du SS47 austénitique traité au L-PBF. La réorientation des carbures riches en V a également indiqué la déformation plastique de la matrice d'acier lors du glissement (Fig. 5e). La micrographie en coupe transversale de la trace d'usure a révélé l'existence de piqûres circulaires mineures entourées de microfissures (Fig. 5d), probablement dues à la déformation plastique excessive de la surface proche. Il y a eu un transfert de matière limité vers la bille d'alumine, tandis que la bille est restée intacte (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 de topographie de surface (Fig. 6a). L'abrasion et l'oxydation étaient toujours les mécanismes d'usure dominants, tandis que le nombre accru de micro-rayures sur la piste d'usure suggère que l'abrasion à trois corps était également significative à 10 N (Fig. 6b). L'analyse EDX a montré la formation d'îlots d'oxyde riches en Fe. Les pics d'Al dans le spectre ont confirmé que le transfert de matière s'est produit du contre-corps sur l'échantillon (Fig. 6c et Tableau 3) à 10 N, ce qui n'a pas été observé à 3 N (Tableau 2). L'abrasion à trois corps a été causée par des particules de débris d'usure provenant des îlots d'oxyde et du contre-corps, où une analyse EDX détaillée a révélé un transfert de matériau depuis le contre-corps (Figure supplémentaire S3 et Tableau S1). Le développement des îlots d'oxyde était associé à des fosses de grande profondeur, comme cela a également été observé à 3 N (Fig. 5). La fissuration et la fragmentation du carbure se sont produites principalement pour les carbures riches en Cr à 10 N (Fig. 6e, f). De plus, les carbures riches en V se sont détachés et ont abrasé la matrice environnante, puis ont provoqué une abrasion à trois corps. Dans la section transversale de la piste (Fig. 6d), il y avait également une fosse (surlignée par un cercle rouge) avec une taille et une forme similaires à la taille des carbures riches en V (veuillez consulter l'analyse de la taille et de la forme des carbures dans la section 3.1), montrant que les carbures riches en V étaient potentiellement délogés de la matrice à 10 N. La forme circulaire des carbures riches en V favorisait l'effet d'arrachement, tandis que les carbures riches en Cr agglomérés étaient susceptibles de se fissurer (Fig. 6e ,F). Ce comportement de fracturation suggérait que la capacité de la matrice à résister à la déformation plastique était déjà dépassée et que la microstructure ne fournissait pas une ténacité adéquate à 10 N. La fissuration verticale dans le sous-sol (Fig. 6d) indiquait l'intensité de la déformation plastique qui s'est produite lors du glissement. . Une partie du matériau a été transférée de la piste d'usure sur la bille d'alumine avec une charge croissante (Fig. 6g), ce qui peut être la raison sous-jacente de la diminution des valeurs de CoF à 10 N à l'état stable (Fig. 3).

Carte du profil de surface (a) et micrographies des morphologies de surface usées (b–f), la coupe transversale de la trace d'usure (d) en mode BSE pour l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité EBM à 10 N et la microscopie optique de l'usure surface de la bille 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 le contre-corps, ce qui entraîne une déformation plastique importante sous la surface usée34,48,49. Par conséquent, un écrouissage dans le sous-sol peut se produire en raison de la déformation plastique, influençant les mécanismes d'usure et de déformation qui régissent le comportement à l'usure des matériaux. Ainsi, dans la présente étude, une cartographie de dureté en coupe (telle que détaillée dans la section 2.4) a été réalisée pour identifier le développement d'une zone déformée plastiquement (PDZ) sous la trace d'usure en fonction de la charge. Depuis, des signes clairs de déformation plastique sous la trace d'usure ont été observés (Figs. 5d, 6d), en particulier à 10 N, comme indiqué dans les sections précédentes.

Sur la figure 7, les cartes de dureté en coupe transversale de la trace d'usure du HCMSS traité par EBM à 3 N et 10 N sont données. Il est à noter que ces valeurs de dureté sont utilisées comme indicateur pour évaluer l'effet de renforcement en déformation. La variation de dureté sous la piste d'usure était comprise entre 667 et 672 HV à 3 N (Fig. 7a), indiquant que l'écrouissage était insignifiant. Vraisemblablement, la méthode de mesure de dureté appliquée n'a pas été en mesure de détecter un changement de dureté en raison de la faible résolution (c'est-à-dire l'espacement entre les identificateurs) de la cartographie de micro-dureté. En revanche, une zone PDZ ayant des valeurs de dureté comprises entre 677 et 686 HV et une profondeur maximale de 118 μm et une longueur de 488 μm a été observée à 10 N (Fig. 7b), bien corrélée avec la largeur de la trace d'usure (Fig. 6a ). Des résultats similaires sur la variation de la taille du PDZ en fonction de la charge ont été rapportés dans une étude sur le comportement à l'usure du SS47 traité au L-PBF. Il a été démontré que la présence d'austénite résiduelle jouait un rôle dans la plasticité des SS3,12,50 traités par FA et que l'austénite résiduelle se transformait en martensite sous déformation plastique (effet de plasticité induite par la transformation), améliorant l'écrouissage des aciers51. Comme les échantillons HCMSS contiennent de l'austénite retenue selon le modèle XRD discuté précédemment (Fig. 2e), on suppose que l'austénite retenue dans la microstructure peut s'être transformée en martensite pendant le contact, augmentant la dureté dans le PDZ (Fig. 7b) . En outre, la formation de glissement qui s'est produite sur la piste d'usure (Figs. 5e, 6f) indique également que la déformation plastique par glissement de dislocation sous des contraintes de cisaillement a été provoquée pendant le contact de glissement. Cependant, la contrainte de cisaillement générée à 3 N était insuffisante pour obtenir une densité de dislocation élevée ou transformer l'austénite retenue en martensite à une échelle observable par les méthodes employées ; ainsi, l'écrouissage n'est observé qu'à 10 N (Fig. 7b).

Cartes de dureté en coupe transversale de la trace d'usure de l'acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité par EBM à 3 N (a) et 10 N (b).

La présente étude révèle le comportement à l'usure et les caractéristiques microstructurales d'un nouvel acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité par EBM. Des tests d'usure par glissement à sec ont été effectués à différentes charges, et les échantillons usés ont été examinés par microscopie électronique, profilométrie laser et cartographie de dureté en coupe des traces d'usure.

L'analyse microstructurale a montré une distribution homogène des carbures riches en Cr (~ 18,2 % de carbures) et riches en V (~ 4,3 % de carbures) au sein de la matrice martensitique et austénitique retenue et une micro-dureté relativement élevée. Les mécanismes d'usure dominants étaient l'abrasion et l'oxydation à faible charge appliquée, tandis que l'abrasion à trois corps induite par des carbures riches en V extraits et des oxydes de particules libres a également contribué à l'usure avec une charge croissante. Le taux d'usure était supérieur à l'acier inoxydable austénitique traité au L-PBF et au traitement conventionnel ; il était même similaire à l'acier à outils traité par EBM à faible charge appliquée. Les valeurs CoF ont diminué avec l'augmentation de la charge en raison du transfert de matière sur le contre-corps. Une zone plastique déformée a été révélée sous la trace d'usure grâce à une approche de cartographie de dureté en coupe. L'affinement possible du grain et la transformation de phase de la matrice pourraient être étudiés plus avant en utilisant la diffraction par rétrodiffusion d'électrons pour mieux comprendre l'effet d'écrouissage. La faible résolution de la cartographie de micro-dureté a empêché la visualisation de la dureté dans la zone affectée par l'usure à faible charge appliquée, et ainsi les tests de nano-indentation pourraient fournir la variation de dureté avec des résolutions plus élevées en utilisant la même approche.

Pour la première fois, cette étude a révélé une analyse complète des performances d'usure et de frottement du nouvel acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone traité par EBM. Compte tenu de la liberté de conception géométrique de la FA et du potentiel de réduction des étapes de traitement à l'aide de la FA, la présente étude peut ouvrir la voie à la production et à l'utilisation de ce type de nouveaux matériaux dans des applications liées à l'usure allant des arbres aux moules d'injection plastique avec refroidissement complexe. canaux.

L'ensemble de données soutenant cet article peut être trouvé en ligne à : https://doi.org/10.5281/zenodo.5767383.

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Les travaux ont été soutenus par le NPL et l'Institut Henry Royce pour les matériaux avancés, financés par les subventions EP/R00661X/1 et EP/P025021/1 du Conseil de recherche en génie et en sciences physiques (EPSRC). MJ Roy et E. Iakovakis tiennent également à souligner le soutien financier de l'EPSRC (EP/L01680X/1). Les auteurs reconnaissent l'utilisation de la suite de diffraction des rayons X du Département des matériaux de l'Université de Manchester et pour le soutien technique, les conseils et l'assistance fournis par M. Gary Harrison. Enfin, tous les auteurs souhaitent exprimer leurs sincères remerciements à VBN Components AB pour la fourniture des Vibenite® 350 et Vibenite® 150.

Département de génie mécanique, aérospatial et civil, Université de Manchester, Manchester, M13 9PL, Royaume-Uni

Eleftherios Iakovakis et Matthew J. Roy

Département d'ingénierie, Laboratoire national de physique, Teddington, TW11 0LW, Royaume-Uni

Eleftherios Iakovakis et Mark Gee

Département de génie mécanique, Université de Kocaeli, Kocaeli, 41001, Turquie

Avcu Souverain

Département des matériaux, Université de Manchester, Manchester, M13 9PL, Royaume-Uni

Egemen Avcu et Allan Matthews

Département des matériaux, Institut Henry Royce, Université de Manchester, Manchester, M13 9PL, Royaume-Uni

Egemen Avcu, Matthew J. Roy et Allan Matthews

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Correspondance à Eleftherios Iakovakis, Egemen Avcu ou Matthew J. Roy.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Iakovakis, E., Avcu, E., Roy, MJ et al. Résistance à l'usure d'un acier inoxydable martensitique à haute teneur en carbone fabriqué de manière additive. Sci Rep 12, 12554 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-15621-9

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Reçu : 31 mars 2022

Accepté : 27 juin 2022

Publié: 22 juillet 2022

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

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