Salamat sa pagbisita sa Nature.com.Gumagamit ka ng bersyon ng browser na may limitadong suporta sa CSS.Para sa pinakamagandang karanasan, inirerekomenda namin na gumamit ka ng na-update na browser (o huwag paganahin ang Compatibility Mode sa Internet Explorer).Bilang karagdagan, upang matiyak ang patuloy na suporta, ipinapakita namin ang site na walang mga istilo at JavaScript.
Mga slider na nagpapakita ng tatlong artikulo sa bawat slide.Gamitin ang likod at susunod na mga pindutan upang lumipat sa mga slide, o ang mga pindutan ng slide controller sa dulo upang lumipat sa bawat slide.

ASTM A240 304 316 Stainless Steel Medium Thick Plate Maaaring Gupitin At Customized China Factory Price

Grado ng Materyal: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
Uri: Ferritic, Austenite, Martensite, Duplex
Teknolohiya: Cold Rolled at Hot Rolled
Mga Sertipikasyon: ISO9001, CE, SGS bawat taon
Serbisyo: Pagsubok sa ikatlong partido
Paghahatid: sa loob ng 10-15 araw o isinasaalang-alang ang dami

Ang hindi kinakalawang na asero ay isang haluang metal na may pinakamababang nilalaman ng Chromium na 10.5 porsyento.Ang Chromium content ay gumagawa ng manipis na chromium oxide film sa ibabaw ng bakal na tinatawag na passivation layer.Pinipigilan ng layer na ito ang kaagnasan na mangyari sa ibabaw ng bakal;mas malaki ang halaga ng Chromium sa bakal, mas malaki ang resistensya ng kaagnasan.

Ang bakal ay naglalaman din ng iba't ibang dami ng iba pang elemento tulad ng Carbon, Silicon at Manganese.Ang iba pang mga elemento ay maaaring idagdag upang mapataas ang resistensya ng kaagnasan (Nickel) at formability (Molybdenum).

Pag-uugali ng high carbon martensitic stainless steel (HCMSS) na binubuo ng humigit-kumulang 22.5 vol.Ang % carbide na may mataas na nilalaman ng chromium (Cr) at vanadium (V), ay naayos sa pamamagitan ng electron beam melting (EBM).Ang microstructure ay binubuo ng martensite at natitirang austenite phase, submicron high V at micron high Cr carbide ay pantay na ipinamamahagi, at ang tigas ay medyo mataas.Bumababa ang CoF ng humigit-kumulang 14.1% sa pagtaas ng steady state load dahil sa paglipat ng materyal mula sa pagod na track patungo sa kalabang katawan.Kung ikukumpara sa martensitic tool steels na ginagamot sa parehong paraan, ang wear rate ng HCMSS ay halos pareho sa mababang inilapat na load.Ang nangingibabaw na mekanismo ng pagsusuot ay ang pagtanggal ng steel matrix sa pamamagitan ng abrasion na sinusundan ng oksihenasyon ng wear track, habang ang tatlong bahagi ng abrasive wear ay nangyayari sa pagtaas ng load.Mga lugar ng plastic deformation sa ilalim ng wear scar na kinilala sa pamamagitan ng cross-sectional hardness mapping.Ang mga partikular na phenomena na nangyayari habang tumataas ang mga kondisyon ng pagsusuot ay inilalarawan bilang carbide cracking, high vanadium carbide tearout, at die cracking.Ang pananaliksik na ito ay nagbibigay-liwanag sa mga katangian ng pagsusuot ng HCMSS additive manufacturing, na maaaring magbigay daan para sa produksyon ng mga bahagi ng EBM para sa mga aplikasyon ng pagsusuot mula sa mga shaft hanggang sa mga plastic injection molds.
Ang hindi kinakalawang na asero (SS) ay isang maraming nalalaman na pamilya ng mga bakal na malawakang ginagamit sa aerospace, automotive, pagkain at maraming iba pang mga aplikasyon dahil sa kanilang mataas na resistensya sa kaagnasan at angkop na mga mekanikal na katangian1,2,3.Ang kanilang mataas na resistensya sa kaagnasan ay dahil sa mataas na nilalaman ng chromium (higit sa 11.5 wt. %) sa HC, na nag-aambag sa pagbuo ng isang oxide film na may mataas na nilalaman ng chromium sa ibabaw1.Gayunpaman, karamihan sa mga gradong hindi kinakalawang na asero ay may mababang nilalaman ng carbon at samakatuwid ay may limitadong katigasan at resistensya ng pagsusuot, na nagreresulta sa pinababang buhay ng serbisyo sa mga device na nauugnay sa pagsusuot tulad ng mga bahagi ng landing ng aerospace4.Kadalasan ang mga ito ay may mababang tigas (sa hanay ng 180 hanggang 450 HV), ang ilang mga heat treated martensitic na hindi kinakalawang na asero lamang ay may mataas na tigas (hanggang sa 700 HV) at mataas na nilalaman ng carbon (hanggang sa 1.2 wt%), na maaaring mag-ambag sa pagbuo ng martensite.1. Sa madaling salita, ang isang mataas na nilalaman ng carbon ay nagpapababa sa temperatura ng martensitic transformation, na nagpapahintulot sa pagbuo ng isang ganap na martensitic microstructure at ang pagkuha ng isang wear-resistant microstructure sa mataas na mga rate ng paglamig.Ang mga matitigas na bahagi (hal., mga karbida) ay maaaring idagdag sa steel matrix upang higit na mapabuti ang wear resistance ng die.
Ang pagpapakilala ng additive manufacturing (AM) ay maaaring makabuo ng mga bagong materyales na may nais na komposisyon, microstructural features, at superior mechanical properties5,6.Halimbawa, ang powder bed melting (PBF), isa sa pinakakomersyal na proseso ng additive welding, ay nagsasangkot ng pagdeposito ng mga pre-alloyed na pulbos upang bumuo ng malapit na hugis na mga bahagi sa pamamagitan ng pagtunaw ng mga pulbos gamit ang mga pinagmumulan ng init gaya ng mga laser o electron beam7.Ipinakita ng ilang pag-aaral na ang mga bahaging hindi kinakalawang na asero na pinagsama-samang makina ay maaaring mas mahusay kaysa sa mga tradisyonal na gawang bahagi.Halimbawa, ang mga austenitic na hindi kinakalawang na asero na sumailalim sa pagpoproseso ng additive ay ipinakita na may higit na mataas na mekanikal na mga katangian dahil sa kanilang mas pinong microstructure (ibig sabihin, mga relasyon sa Hall-Petch)3,8,9.Ang heat treatment ng AM-treated ferritic stainless steel ay gumagawa ng karagdagang precipitates na nagbibigay ng mga mekanikal na katangian na katulad ng kanilang mga conventional counterparts3,10.Pinagtibay ang dual-phase stainless steel na may mataas na lakas at tigas, na pinoproseso sa pamamagitan ng additive processing, kung saan ang mga pinahusay na mekanikal na katangian ay dahil sa chromium-rich intermetallic phase sa microstructure11.Bilang karagdagan, ang mga pinahusay na mekanikal na katangian ng additive hardened martensitic at PH stainless steels ay maaaring makuha sa pamamagitan ng pagkontrol sa nananatiling austenite sa microstructure at pag-optimize ng machining at heat treatment na mga parameter 3,12,13,14.
Sa ngayon, ang tribological na mga katangian ng AM austenitic stainless steels ay nakatanggap ng higit na pansin kaysa sa iba pang hindi kinakalawang na asero.Ang tribological na pag-uugali ng laser melting sa isang layer ng powder (L-PBF) na ginagamot sa 316L ay pinag-aralan bilang isang function ng mga parameter ng pagproseso ng AM.Ipinakita na ang pagliit ng porosity sa pamamagitan ng pagbabawas ng bilis ng pag-scan o pagtaas ng lakas ng laser ay maaaring mapabuti ang resistensya ng pagsusuot15,16.Sinubukan ni Li et al.17 ang dry sliding wear sa ilalim ng iba't ibang parameter (load, frequency at temperature) at ipinakita na ang room temperature wear ay ang pangunahing mekanismo ng pagsusuot, habang ang pagtaas ng sliding speed at temperature ay nagtataguyod ng oxidation.Ang nagreresultang layer ng oxide ay nagsisiguro sa pagpapatakbo ng tindig, bumababa ang alitan sa pagtaas ng temperatura, at ang rate ng pagkasuot ay tumataas sa mas mataas na temperatura.Sa iba pang pag-aaral, ang pagdaragdag ng mga particle ng TiC18, TiB219, at SiC20 sa isang L-PBF na ginagamot na 316L matrix ay nagpabuti ng wear resistance sa pamamagitan ng pagbuo ng isang siksik na work hardened friction layer na may pagtaas sa volume fraction ng matitigas na particle.May naobserbahan din na protective oxide layer sa L-PBF12 treated PH steel at SS11 duplex steel, na nagpapahiwatig na ang paglilimita sa nananatiling austenite sa pamamagitan ng post-heat treatment12 ay maaaring mapabuti ang wear resistance.Bilang summarized dito, ang panitikan ay pangunahing nakatuon sa tribological na pagganap ng 316L SS series, habang mayroong maliit na data sa tribological na pagganap ng isang serye ng martensitic additively manufactured stainless steels na may mas mataas na carbon content.
Ang Electron Beam Melting (EBM) ay isang pamamaraan na katulad ng L-PBF na may kakayahang bumuo ng mga microstructure na may refractory carbide tulad ng mataas na vanadium at chromium carbide dahil sa kakayahang umabot sa mas mataas na temperatura at mga rate ng pag-scan 21, 22. Umiiral na literatura sa pagproseso ng EBM ng hindi kinakalawang Ang bakal ay pangunahing nakatuon sa pagtukoy ng pinakamainam na mga parameter sa pagpoproseso ng ELM upang makakuha ng isang microstructure na walang mga bitak at pores at pagbutihin ang mga mekanikal na katangian23, 24, 25, 26, habang nagtatrabaho sa mga tribological na katangian ng EBM na ginagamot na hindi kinakalawang na asero.Sa ngayon, ang mekanismo ng pagsusuot ng high-carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa ELR ay pinag-aralan sa ilalim ng limitadong mga kondisyon, at ang matinding plastic deformation ay naiulat na nangyari sa ilalim ng abrasive (sandpaper test), dry, at mud-erosion na mga kondisyon27.
Ang pag-aaral na ito ay nag-imbestiga sa wear resistance at frictional properties ng high carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa ELR sa ilalim ng mga dry sliding na kondisyon na inilarawan sa ibaba.Una, ang mga tampok na microstructural ay nailalarawan gamit ang pag-scan ng electron microscopy (SEM), energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX), X-ray diffraction at pagsusuri ng imahe.Ang data na nakuha gamit ang mga pamamaraang ito ay ginamit bilang batayan para sa mga obserbasyon ng tribological na pag-uugali sa pamamagitan ng mga dry reciprocating test sa ilalim ng iba't ibang load, at sa wakas ang pagod na surface morphology ay sinusuri gamit ang SEM-EDX at laser profilometers.Ang rate ng pagsusuot ay na-quantified at inihambing sa parehong ginagamot na martensitic tool steels.Ginawa ito upang lumikha ng isang batayan para sa paghahambing ng SS system na ito sa mas karaniwang ginagamit na mga sistema ng pagsusuot na may parehong uri ng paggamot.Panghuli, ang isang cross-sectional na mapa ng wear path ay ipinapakita gamit ang hardness mapping algorithm na nagpapakita ng plastic deformation na nangyayari habang nakikipag-ugnayan.Dapat pansinin na ang mga pagsubok sa tribological para sa pag-aaral na ito ay isinagawa upang mas maunawaan ang mga katangian ng tribological ng bagong materyal na ito, at hindi upang gayahin ang isang partikular na aplikasyon.Ang pag-aaral na ito ay nag-aambag sa isang mas mahusay na pag-unawa sa mga tribological na katangian ng isang bagong additively na ginawa na martensitic stainless steel para sa mga application ng pagsusuot na nangangailangan ng operasyon sa malupit na kapaligiran.
Ang mga sample ng high carbon martensitic stainless steel (HCMSS) na ginagamot sa ELR sa ilalim ng brand name na Vibenite® 350 ay binuo at ibinigay ng VBN Components AB, Sweden.Ang nominal na kemikal na komposisyon ng sample: 1.9 C, 20.0 Cr, 1.0 Mo, 4.0 V, 73.1 Fe (wt.%).Una, ang mga dry sliding specimens (40 mm × 20 mm × 5 mm) ay ginawa mula sa nakuha na mga rectangular specimens (42 mm × 22 mm × 7 mm) nang walang anumang post-thermal treatment gamit ang electrical discharge machining (EDM).Pagkatapos ang mga sample ay sunud-sunod na dinudurog gamit ang SiC na papel de liha na may sukat na butil na 240 hanggang 2400 R upang makakuha ng kagaspangan sa ibabaw (Ra) na humigit-kumulang 0.15 μm.Bilang karagdagan, ang mga specimen ng EBM-treated high-carbon martensitic tool steel (HCMTS) na may nominal na kemikal na komposisyon na 1.5 C, 4.0 Cr, 2.5 Mo, 2.5 W, 4.0 V, 85.5 Fe (wt. .%) (komersyal na kilala bilang Vibenite® 150) Inihanda din sa parehong paraan.Naglalaman ang HCMTS ng 8% carbide ayon sa volume at ginagamit lang ito upang ihambing ang data ng rate ng pagkasuot ng HCMSS.
Ang microstructural characterization ng HCMSS ay isinagawa gamit ang isang SEM (FEI Quanta 250, USA) na nilagyan ng energy dispersive X-ray (EDX) XMax80 detector mula sa Oxford Instruments.Tatlong random na photomicrograph na naglalaman ng 3500 µm2 ay kinuha sa backscattered electron (BSE) mode at pagkatapos ay sinuri gamit ang image analysis (ImageJ®)28 upang matukoy ang area fraction (ie volume fraction), laki at hugis.Dahil sa naobserbahang katangian ng morpolohiya, kinuha ang bahagi ng lugar na katumbas ng bahagi ng dami.Bilang karagdagan, ang shape factor ng carbide ay kinakalkula gamit ang shape factor equation (Shfa):
Dito ang Ai ay ang lugar ng carbide (µm2) at ang Pi ay ang perimeter ng carbide (µm)29.Upang matukoy ang mga phase, isinagawa ang powder X-ray diffraction (XRD) gamit ang isang X-ray diffractometer (Bruker D8 Discover na may isang LynxEye 1D strip detector) na may Co-Kα radiation (λ = 1.79026 Å).I-scan ang sample sa hanay ng 2θ mula 35° hanggang 130° na may sukat na hakbang na 0.02° at isang oras ng hakbang na 2 segundo.Sinuri ang data ng XRD gamit ang Diffract.EVA software, na nag-update ng crystallographic database noong 2021. Bilang karagdagan, ginamit ang isang Vickers hardness tester (Struers Durascan 80, Austria) upang matukoy ang microhardness.Ayon sa pamantayan ng ASTM E384-17 30, 30 mga kopya ang ginawa sa mga sample na inihanda ng metallograpiko sa 0.35 mm na mga palugit para sa 10 s sa 5 kgf.Nauna nang nailalarawan ng mga may-akda ang mga tampok na microstructural ng HCMTS31.
Ginamit ang ball plate tribometer (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) para magsagawa ng mga dry reciprocating wear test, na ang configuration ay nakadetalye sa ibang lugar31.Ang mga parameter ng pagsubok ay ang mga sumusunod: ayon sa standard 32 ASTM G133-05, load 3 N, frequency 1 Hz, stroke 3 mm, tagal ng 1 oras.Ang mga bola ng aluminyo oxide (Al2O3, accuracy class 28/ISO 3290) na may diameter na 10 mm na may macrohardness na humigit-kumulang 1500 HV at isang surface roughness (Ra) na humigit-kumulang 0.05 µm, na ibinigay ng Redhill Precision, Czech Republic, ay ginamit bilang mga counterweight .Pinili ang pagbabalanse upang maiwasan ang mga epekto ng oksihenasyon na maaaring mangyari dahil sa pagbabalanse at upang mas maunawaan ang mga mekanismo ng pagsusuot ng mga specimen sa ilalim ng malubhang kondisyon ng pagsusuot.Dapat tandaan na ang mga parameter ng pagsubok ay kapareho ng sa Ref.8 upang maihambing ang data ng rate ng pagsusuot sa mga kasalukuyang pag-aaral.Bilang karagdagan, ang isang serye ng mga reciprocating test na may load na 10 N ay isinagawa upang i-verify ang tribological performance sa mas mataas na load, habang ang iba pang mga parameter ng pagsubok ay nanatiling pare-pareho.Ang mga paunang presyon ng contact ayon sa Hertz ay 7.7 MPa at 11.5 MPa sa 3 N at 10 N, ayon sa pagkakabanggit.Sa panahon ng pagsubok sa pagsusuot, ang puwersa ng friction ay naitala sa dalas ng 45 Hz at ang average na koepisyent ng friction (CoF) ay kinakalkula.Para sa bawat pag-load, tatlong mga sukat ang kinuha sa ilalim ng mga kondisyon ng kapaligiran.
Sinuri ang wear trajectory gamit ang SEM na inilarawan sa itaas, at ang EMF analysis ay isinagawa gamit ang Aztec Acquisition wear surface analysis software.Ang pagod na ibabaw ng ipinares na kubo ay sinuri gamit ang isang optical microscope (Keyence VHX-5000, Japan).Isang non-contact laser profiler (NanoFocus µScan, Germany) ang nag-scan sa wear mark na may vertical na resolution na ±0.1 μm sa kahabaan ng z axis at 5 μm sa kahabaan ng x at y axes.Ang wear scar surface profile map ay ginawa sa Matlab® gamit ang x, y, z coordinates na nakuha mula sa mga sukat ng profile.Ang ilang mga vertical na profile ng wear path na nakuha mula sa surface profile map ay ginagamit upang kalkulahin ang pagkawala ng dami ng wear sa wear path.Ang pagkawala ng volume ay kinakalkula bilang produkto ng mean cross-sectional area ng wire profile at ang haba ng wear track, at ang mga karagdagang detalye ng paraang ito ay naunang inilarawan ng mga may-akda33.Mula dito, ang tiyak na rate ng pagsusuot (k) ay nakuha mula sa sumusunod na formula:
Dito ang V ay ang volume loss dahil sa wear (mm3), W ay ang inilapat na load (N), L ay ang sliding distance (mm), at k ay ang specific wear rate (mm3/Nm)34.Ang data ng friction at mga mapa ng profile sa ibabaw para sa HCMTS ay kasama sa karagdagang materyal (Karagdagang Larawan S1 at Larawan S2) upang ihambing ang mga rate ng pagsusuot ng HCMSS.
Sa pag-aaral na ito, ginamit ang cross-sectional hardness map ng wear path upang ipakita ang plastic deformation behavior (ibig sabihin, work hardening dahil sa contact pressure) ng wear zone.Ang mga pinakintab na sample ay pinutol gamit ang aluminum oxide cutting wheel sa isang cutting machine (Struers Accutom-5, Austria) at pinakintab na may SiC na mga marka ng papel de liha mula 240 hanggang 4000 P kasama ang kapal ng mga sample.Pagsusukat ng microhardness sa 0.5 kgf 10 s at 0.1 mm na distansya alinsunod sa ASTM E348-17.Ang mga print ay inilagay sa isang 1.26 × 0.3 mm2 na parihabang grid na humigit-kumulang 60 µm sa ibaba ng ibabaw (Larawan 1) at pagkatapos ay isang hardness map ang ginawa gamit ang custom na Matlab® code na inilarawan sa ibang lugar35.Bilang karagdagan, ang microstructure ng cross section ng wear zone ay napagmasdan gamit ang SEM.
Schematic ng wear mark na nagpapakita ng lokasyon ng cross section (a) at isang optical micrograph ng hardness map na nagpapakita ng markang natukoy sa cross section (b).
Ang microstructure ng HCMSS na ginagamot sa ELP ay binubuo ng isang homogenous na carbide network na napapalibutan ng isang matrix (Larawan 2a, b).Ang pagsusuri sa EDX ay nagpakita na ang kulay abo at madilim na karbida ay chromium at vanadium rich carbide, ayon sa pagkakabanggit (Talahanayan 1).Kinakalkula mula sa pagsusuri ng imahe, ang volume fraction ng mga karbida ay tinatantya na ~22.5% (~18.2% mataas na chromium carbide at ~4.3% mataas na vanadium carbide).Ang average na laki ng butil na may standard deviations ay 0.64 ± 0.2 µm at 1.84 ± 0.4 µm para sa V at Cr rich carbide, ayon sa pagkakabanggit (Larawan 2c, d).Ang mga high V carbide ay may posibilidad na maging mas bilugan na may shape factor (± SD) na humigit-kumulang 0.88±0.03 dahil ang mga value factor ng shape factor na malapit sa 1 ay tumutugma sa round carbide.Sa kaibahan, ang mataas na chromium carbide ay hindi perpektong bilog, na may shape factor na humigit-kumulang 0.56 ± 0.01, na maaaring dahil sa pagsasama-sama.Martensite (α, bcc) at napanatili ang austenite (γ', fcc) diffraction peak ay nakita sa HCMSS X-ray pattern tulad ng ipinapakita sa Fig. 2e.Bilang karagdagan, ang pattern ng X-ray ay nagpapakita ng pagkakaroon ng pangalawang karbida.Ang mga high chromium carbide ay nakilala bilang M3C2 at M23C6 type carbide.Ayon sa data ng panitikan, ang 36,37,38 diffraction peak ng VC carbide ay naitala sa ≈43° at 63°, na nagmumungkahi na ang mga VC peak ay natakpan ng M23C6 peak ng chromium-rich carbide (Fig. 2e).
Microstructure ng high-carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa EBL (a) sa mababang magnification at (b) sa mataas na magnification, na nagpapakita ng chromium at vanadium rich carbide at isang stainless steel matrix (electron backscattering mode).Mga bar graph na nagpapakita ng pamamahagi ng laki ng butil ng chromium-rich (c) at vanadium-rich (d) carbide.Ang pattern ng X-ray ay nagpapakita ng pagkakaroon ng martensite, napanatili na austenite at carbide sa microstructure (d).
Ang average na microhardness ay 625.7 + 7.5 HV5, na nagpapakita ng medyo mataas na tigas kumpara sa conventionally processed martensitic stainless steel (450 HV)1 na walang heat treatment.Ang tigas ng nanoindentation ng mataas na V carbide at mataas na Cr carbide ay iniulat na nasa pagitan ng 12 at 32.5 GPa39 at 13–22 GPa40, ayon sa pagkakabanggit.Kaya, ang mataas na katigasan ng HCMSS na ginagamot sa ELP ay dahil sa mataas na nilalaman ng carbon, na nagtataguyod ng pagbuo ng isang carbide network.Kaya, ang HSMSS na ginagamot sa ELP ay nagpapakita ng magandang microstructural na katangian at katigasan nang walang anumang karagdagang post-thermal na paggamot.
Ang mga curve ng average na koepisyent ng friction (CoF) para sa mga sample sa 3 N at 10 N ay ipinakita sa Figure 3, ang hanay ng minimum at maximum na friction value ay minarkahan ng translucent shading.Ang bawat curve ay nagpapakita ng run-in phase at steady state phase.Ang run-in phase ay nagtatapos sa 1.2 m na may CoF (± SD) na 0.41 ± 0.24.3 N at sa 3.7 m na may CoF na 0.71 ± 0.16.10 N, bago pumasok sa phase steady state kapag huminto ang friction.hindi mabilis magbago.Dahil sa maliit na lugar ng contact at ang magaspang na paunang plastic deformation, ang friction force ay mabilis na tumaas sa panahon ng running-in stage sa 3 N at 10 N, kung saan ang isang mas mataas na friction force at isang mas mahabang sliding distance ay naganap sa 10 N, na maaaring dahil sa katotohanan na Kumpara sa 3 N, ang pinsala sa ibabaw ay mas mataas.Para sa 3 N at 10 N, ang mga halaga ng CoF sa nakatigil na yugto ay 0.78 ± 0.05 at 0.67 ± 0.01, ayon sa pagkakabanggit.Ang CoF ay halos stable sa 10 N at unti-unting tumataas sa 3 N. Sa limitadong literatura, ang CoF ng L-PBF ay ginagamot ang hindi kinakalawang na asero kumpara sa mga ceramic reaction body sa mababang inilapat na mga load ay umaabot mula 0.5 hanggang 0.728, 20, 42, na nasa magandang kasunduan sa mga nasusukat na halaga ng CoF sa pag-aaral na ito.Ang pagbaba sa CoF na may pagtaas ng load sa steady state (mga 14.1%) ay maaaring maiugnay sa pagkasira ng ibabaw na nagaganap sa interface sa pagitan ng pagod na ibabaw at ang katapat, na higit pang tatalakayin sa susunod na seksyon sa pamamagitan ng pagsusuri ng ibabaw ng mga suot na sample.
Ang mga friction coefficient ng mga specimen ng VSMSS na ginagamot sa ELP sa mga sliding path sa 3 N at 10 N, ang isang nakatigil na yugto ay minarkahan para sa bawat curve.
Ang mga tiyak na rate ng pagsusuot ng HKMS (625.7 HV) ay tinatantya sa 6.56 ± 0.33 × 10–6 mm3/Nm at 9.66 ± 0.37 × 10–6 mm3/Nm sa 3 N at 10 N, ayon sa pagkakabanggit (Fig. 4).Kaya, ang rate ng pagsusuot ay tumataas sa pagtaas ng load, na sumasang-ayon sa mga kasalukuyang pag-aaral sa austenite na ginagamot sa L-PBF at PH SS17,43.Sa ilalim ng parehong mga kondisyon ng tribological, ang rate ng pagsusuot sa 3 N ay humigit-kumulang isang-ikalima na para sa austenitic stainless steel na ginagamot sa L-PBF (k = 3.50 ± 0.3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV), tulad ng sa nakaraang kaso .8. Bilang karagdagan, ang rate ng pagsusuot ng HCMSS sa 3 N ay makabuluhang mas mababa kaysa sa conventionally machined austenitic stainless steel at, lalo na, mas mataas kaysa sa mataas na isotropic pressed (k = 4.20 ± 0.3 × 10–5 mm3)./Nm, 176 HV) at cast (k = 4.70 ± 0.3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) machined austenitic stainless steel, 8, ayon sa pagkakabanggit.Kung ikukumpara sa mga pag-aaral na ito sa literatura, ang pinabuting wear resistance ng HCMSS ay iniuugnay sa mataas na carbon content at ang nabuong carbide network na nagreresulta sa mas mataas na tigas kaysa additively machined austenitic stainless steels conventionally machined.Upang higit pang pag-aralan ang rate ng pagsusuot ng mga specimen ng HCMSS, ang isang katulad na machined high carbon martensitic tool steel (HCMTS) specimen (na may tigas na 790 HV) ay sinubukan sa ilalim ng mga katulad na kondisyon (3 N at 10 N) para sa paghahambing;Ang pandagdag na materyal ay ang HCMTS Surface Profile Map (Karagdagang Larawan S2).Ang rate ng pagsusuot ng HCMSS (k = 6.56 ± 0.34 × 10–6 mm3/Nm) ay halos kapareho ng sa HCMTS sa 3 N (k = 6.65 ± 0.68 × 10–6 mm3/Nm), na nagpapahiwatig ng mahusay na wear resistance .Ang mga katangiang ito ay pangunahing iniuugnay sa mga tampok na microstructural ng HCMSS (ibig sabihin, mataas na nilalaman ng carbide, laki, hugis at distribusyon ng mga particle ng carbide sa matrix, tulad ng inilarawan sa Seksyon 3.1).Tulad ng naunang iniulat31,44, ang nilalaman ng carbide ay nakakaapekto sa lapad at lalim ng wear scar at ang mekanismo ng micro-abrasive wear.Gayunpaman, ang nilalaman ng carbide ay hindi sapat upang protektahan ang mamatay sa 10 N, na nagreresulta sa pagtaas ng pagkasira.Sa sumusunod na seksyon, ang wear surface morphology at topography ay ginagamit upang ipaliwanag ang pinagbabatayan ng wear at deformation na mekanismo na nakakaapekto sa wear rate ng HCMSS.Sa 10 N, ang wear rate ng VCMSS (k = 9.66 ± 0.37 × 10–6 mm3/Nm) ay mas mataas kaysa sa VKMTS (k = 5.45 ± 0.69 × 10–6 mm3/Nm).Sa kabaligtaran, ang mga rate ng pagsusuot na ito ay medyo mataas pa rin: sa ilalim ng mga katulad na kondisyon ng pagsubok, ang rate ng pagkasuot ng mga coatings batay sa chromium at stellite ay mas mababa kaysa sa HCMSS45,46.Sa wakas, dahil sa mataas na tigas ng alumina (1500 HV), ang mating wear rate ay bale-wala at ang mga palatandaan ng paglipat ng materyal mula sa ispesimen patungo sa mga aluminum ball ay natagpuan.
Tukoy na pagsusuot sa ELR machining ng high carbon martensitic stainless steel (HMCSS), ELR machining ng high carbon martensitic tool steel (HCMTS) at L-PBF, casting at high isotropic pressing (HIP) machining ng austenitic stainless steel (316LSS) sa iba't ibang aplikasyon ang mga bilis ay na-load.Ipinapakita ng scatterplot ang karaniwang paglihis ng mga sukat.Ang data para sa austenitic stainless steel ay kinuha mula sa 8.
Bagama't ang mga hardfacing gaya ng chromium at stellite ay maaaring magbigay ng mas mahusay na wear resistance kaysa sa additively machined alloy system, ang additive machining ay maaaring (1) mapabuti ang microstructure, lalo na para sa mga materyales na may iba't ibang densidad.mga operasyon sa dulong bahagi;at (3) paglikha ng mga bagong topology sa ibabaw tulad ng pinagsamang fluid dynamic na bearings.Bilang karagdagan, nag-aalok ang AM ng kakayahang umangkop sa geometric na disenyo.Ang pag-aaral na ito ay partikular na nobela at mahalaga dahil ito ay kritikal na ipaliwanag ang mga katangian ng pagsusuot ng mga bagong binuo na haluang metal na ito na may EBM, kung saan ang kasalukuyang panitikan ay napakalimitado.
Ang morpolohiya ng pagod na ibabaw at ang morpolohiya ng mga pagod na sample sa 3 N ay ipinapakita sa fig.5, kung saan ang pangunahing mekanismo ng pagsusuot ay abrasion na sinusundan ng oksihenasyon.Una, ang bakal na substrate ay plastically deformed at pagkatapos ay inalis upang bumuo ng mga grooves 1 hanggang 3 µm malalim, tulad ng ipinapakita sa surface profile (Larawan 5a).Dahil sa frictional heat na nabuo sa pamamagitan ng tuluy-tuloy na pag-slide, nananatili ang inalis na materyal sa interface ng tribological system, na bumubuo ng tribological layer na binubuo ng maliliit na isla ng mataas na iron oxide na nakapalibot sa mataas na chromium at vanadium carbide (Larawan 5b at Talahanayan 2).), tulad ng naiulat din para sa austenitic na hindi kinakalawang na asero na ginagamot sa L-PBF15,17.Sa fig.Ang 5c ​​ay nagpapakita ng matinding oksihenasyon na nagaganap sa gitna ng wear scar.Kaya, ang pagbuo ng layer ng friction ay pinadali ng pagkasira ng layer ng friction (ibig sabihin, ang layer ng oksido) (Fig. 5f) o ang pag-alis ng materyal ay nangyayari sa mga mahihinang lugar sa loob ng microstructure, sa gayon ay pinabilis ang pag-alis ng materyal.Sa parehong mga kaso, ang pagkasira ng layer ng friction ay humahantong sa pagbuo ng mga produkto ng pagsusuot sa interface, na maaaring maging dahilan para sa pagkahilig para sa pagtaas ng CoF sa steady state na 3N (Fig. 3).Bilang karagdagan, may mga palatandaan ng tatlong-bahaging pagkasira na dulot ng mga oksido at maluwag na mga particle ng pagsusuot sa track ng pagsusuot, na sa huli ay humahantong sa pagbuo ng mga micro-scratches sa substrate (Larawan 5b, e)9,12,47.
Surface profile (a) at photomicrographs (b–f) ng wear surface morphology ng high-carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa ELP sa 3 N, cross-section ng wear mark sa BSE mode (d) at optical microscopy ng wear ibabaw sa 3 N (g) alumina spheres.
Ang mga slip band na nabuo sa bakal na substrate, na nagpapahiwatig ng plastic deformation dahil sa pagsusuot (Larawan 5e).Ang mga katulad na resulta ay nakuha din sa isang pag-aaral ng pag-uugali ng pagsusuot ng SS47 austenitic steel na ginagamot sa L-PBF.Ang reorientation ng vanadium-rich carbides ay nagpapahiwatig din ng plastic deformation ng steel matrix sa panahon ng sliding (Fig. 5e).Ang mga mikrograpo ng cross section ng marka ng pagsusuot ay nagpapakita ng pagkakaroon ng maliliit na bilog na hukay na napapalibutan ng mga microcrack (Larawan 5d), na maaaring dahil sa labis na pagpapapangit ng plastik malapit sa ibabaw.Ang paglipat ng materyal sa mga aluminyo oxide sphere ay limitado, habang ang mga sphere ay nanatiling buo (Larawan 5g).
Ang lapad at lalim ng pagsusuot ng mga sample ay tumaas sa pagtaas ng pagkarga (sa 10 N), tulad ng ipinapakita sa ibabaw ng topograpiyang mapa (Larawan 6a).Ang abrasion at oxidation pa rin ang nangingibabaw na mekanismo ng pagsusuot, at ang pagtaas sa bilang ng mga micro-scratches sa wear track ay nagpapahiwatig na ang tatlong bahaging pagkasuot ay nangyayari rin sa 10 N (Fig. 6b).Ang pagsusuri sa EDX ay nagpakita ng pagbuo ng mga isla na mayaman sa bakal na oksido.Ang mga taluktok ng Al sa spectra ay nakumpirma na ang paglipat ng sangkap mula sa katapat sa sample ay naganap sa 10 N (Larawan 6c at Talahanayan 3), habang hindi ito naobserbahan sa 3 N (Talahanayan 2).Ang tatlong-katawan na pagsusuot ay sanhi ng mga partikulo ng pagsusuot mula sa mga isla ng oxide at mga analog, kung saan ang detalyadong pagsusuri ng EDX ay nagsiwalat ng materyal na pagdala mula sa mga analog (Karagdagang Larawan S3 at Talahanayan S1).Ang pag-unlad ng mga isla ng oxide ay nauugnay sa malalim na mga hukay, na sinusunod din sa 3N (Larawan 5).Ang pag-crack at pagkapira-piraso ng mga karbida ay pangunahing nangyayari sa mga karbida na mayaman sa 10 N Cr (Larawan 6e, f).Bilang karagdagan, ang mataas na V carbide ay natutunaw at nagsusuot ng nakapalibot na matrix, na nagiging sanhi ng tatlong bahagi na pagkasira.Ang isang hukay na katulad ng laki at hugis sa mataas na V carbide (na naka-highlight sa pulang bilog) ay lumitaw din sa cross section ng track (Fig. 6d) (tingnan ang carbide size at shape analysis. 3.1), na nagpapahiwatig na ang mataas na V Ang carbide V ay maaaring matuklap sa matrix sa 10 N. Ang bilog na hugis ng matataas na V carbide ay nag-aambag sa epekto ng paghila, habang ang mga pinagsama-samang mataas na Cr carbide ay madaling mag-crack (Fig. 6e, f).Ang pag-uugali ng pagkabigo na ito ay nagpapahiwatig na ang matrix ay lumampas sa kakayahang makatiis ng plastic deformation at ang microstructure ay hindi nagbibigay ng sapat na lakas ng epekto sa 10 N. Vertical cracking sa ilalim ng ibabaw (Fig. 6d) ay nagpapahiwatig ng intensity ng plastic deformation na nangyayari sa panahon ng pag-slide.Habang tumataas ang load ay may paglipat ng materyal mula sa pagod na track patungo sa alumina ball (Fig. 6g), na maaaring maging steady state sa 10 N. Ang pangunahing dahilan para sa pagbaba ng mga halaga ng CoF ​​(Fig. 3).
Surface profile (a) at photomicrographs (b–f) ng pagod na surface topography (b–f) ng high-carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa EBA sa 10 N, magsuot ng track cross-section sa BSE mode (d) at optical microscope surface ng alumina sphere sa 10 N (g).
Sa panahon ng sliding wear, ang ibabaw ay sumasailalim sa antibody-induced compressive at shear stresses, na nagreresulta sa makabuluhang plastic deformation sa ilalim ng pagod na surface34,48,49.Samakatuwid, ang pagpapatigas ng trabaho ay maaaring mangyari sa ibaba ng ibabaw dahil sa plastic deformation, na nakakaapekto sa wear at deformation mechanism na tumutukoy sa wear behavior ng isang materyal.Samakatuwid, ang cross-sectional hardness mapping (tulad ng detalyado sa Seksyon 2.4) ay isinagawa sa pag-aaral na ito upang matukoy ang pagbuo ng isang plastic deformation zone (PDZ) sa ibaba ng wear path bilang isang function ng load.Dahil, tulad ng nabanggit sa mga nakaraang seksyon, ang mga malinaw na palatandaan ng plastic deformation ay naobserbahan sa ibaba ng wear trace (Larawan 5d, 6d), lalo na sa 10 N.
Sa fig.Ipinapakita ng Figure 7 ang mga cross-sectional hardness diagram ng mga marka ng pagsusuot ng HCMSS na ginagamot sa ELP sa 3 N at 10 N. Kapansin-pansin na ang mga halaga ng katigasan na ito ay ginamit bilang isang index upang suriin ang epekto ng pagpapatigas ng trabaho.Ang pagbabago sa katigasan sa ibaba ng marka ng pagsusuot ay mula 667 hanggang 672 HV sa 3 N (Larawan 7a), na nagpapahiwatig na ang pagpapatigas ng trabaho ay bale-wala.Marahil, dahil sa mababang resolution ng mapa ng microhardness (ibig sabihin ang distansya sa pagitan ng mga marka), ang inilapat na paraan ng pagsukat ng katigasan ay hindi makita ang mga pagbabago sa katigasan.Sa kabaligtaran, ang mga zone ng PDZ na may mga halaga ng katigasan mula 677 hanggang 686 HV na may pinakamataas na lalim na 118 µm at isang haba na 488 µm ay naobserbahan sa 10 N (Larawan 7b), na nauugnay sa lapad ng track ng pagsusuot ( Larawan 6a)).Ang kaparehong data sa pagkakaiba-iba ng laki ng PDZ na may load ay natagpuan sa isang pag-aaral sa pagsusuot sa SS47 na ginagamot sa L-PBF.Ang mga resulta ay nagpapakita na ang pagkakaroon ng napanatili na austenite ay nakakaapekto sa ductility ng additively fabricated steels 3, 12, 50, at ang napanatili na austenite ay nagiging martensite sa panahon ng plastic deformation (plastic effect ng phase transformation), na pinahuhusay ang work hardening ng bakal.bakal 51. Dahil ang sample ng VCMSS ay naglalaman ng retained austenite alinsunod sa X-ray diffraction pattern na tinalakay kanina (Fig. 2e), iminungkahi na ang napanatili na austenite sa microstructure ay maaaring mag-transform sa martensite sa panahon ng contact, at sa gayon ay tumataas ang tigas ng PDZ ( Larawan 7b).Bilang karagdagan, ang pagbuo ng slip na nagaganap sa wear track (Fig. 5e, 6f) ay nagpapahiwatig din ng plastic deformation na dulot ng dislocation slip sa ilalim ng pagkilos ng shear stress sa sliding contact.Gayunpaman, ang paggupit ng stress sa 3 N ay hindi sapat upang makabuo ng isang mataas na dislokasyon density o ang pagbabago ng napanatili na austenite sa martensite na sinusunod ng pamamaraang ginamit, kaya ang work hardening ay naobserbahan lamang sa 10 N (Fig. 7b).
Cross-sectional hardness diagram ng mga wear track ng high-carbon martensitic stainless steel na sumailalim sa electrical discharge machining sa 3 N (a) at 10 N (b).
Ipinapakita ng pag-aaral na ito ang pag-uugali ng pagsusuot at mga microstructural na katangian ng isang bagong high carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa ELR.Ang mga dry wear test ay isinagawa sa pag-slide sa ilalim ng iba't ibang load, at ang mga pagod na sample ay sinuri gamit ang electron microscopy, laser profilometer at hardness na mga mapa ng mga cross-section ng wear track.
Ang pagsusuri sa microstructural ay nagsiwalat ng isang pare-parehong pamamahagi ng mga karbida na may mataas na nilalaman ng chromium (~ 18.2% karbida) at vanadium (~ 4.3% karbida) sa isang matrix ng martensite at napanatili na austenite na may medyo mataas na microhardness.Ang nangingibabaw na mekanismo ng pagsusuot ay ang pagkasira at oksihenasyon sa mababang karga, habang ang tatlong-katawan na pagsusuot na dulot ng mga nakaunat na high-V carbide at mga loose grain oxide ay nakakatulong din sa pagsusuot sa pagtaas ng mga karga.Ang rate ng pagsusuot ay mas mahusay kaysa sa L-PBF at conventional machined austenitic stainless steels, at kahit na katulad ng sa EBM machined tool steels sa mababang load.Bumababa ang halaga ng CoF sa pagtaas ng load dahil sa paglipat ng materyal sa kabaligtaran na katawan.Gamit ang paraan ng cross-sectional hardness mapping, ang plastic deformation zone ay ipinapakita sa ibaba ng wear mark.Ang posibleng pagpipino ng butil at mga phase transition sa matrix ay maaaring higit pang maimbestigahan gamit ang electron backscatter diffraction upang mas maunawaan ang mga epekto ng work hardening.Ang mababang resolution ng microhardness na mapa ay hindi nagpapahintulot ng visualization ng wear zone hardness sa mababang inilapat na load, kaya nanoindentation ay maaaring magbigay ng mas mataas na resolution ng mga pagbabago sa tigas gamit ang parehong paraan.
Ang pag-aaral na ito ay nagpapakita sa unang pagkakataon ng isang komprehensibong pagsusuri ng wear resistance at frictional properties ng isang bagong high carbon martensitic stainless steel na ginagamot sa ELR.Isinasaalang-alang ang kalayaan ng geometric na disenyo ng AM at ang posibilidad na bawasan ang mga hakbang sa machining gamit ang AM, ang pananaliksik na ito ay maaaring magbigay daan para sa produksyon ng bagong materyal na ito at ang paggamit nito sa mga device na may kaugnayan sa pagsusuot mula sa mga shaft hanggang sa mga plastic injection molds na may kumplikadong cooling channel.
Bhat, BN Aerospace Materials and Applications, vol.255 (American Society of Aeronautics and Astronautics, 2018).
Bajaj, P. et al.Steel sa additive manufacturing: isang pagsusuri ng microstructure at mga katangian nito.alma mater.ang agham.proyekto.772, (2020).
Felli, F., Brotzu, A., Vendittozzi, C., Paolozzi, A. at Passeggio, F. Pinsala sa wear surface ng EN 3358 hindi kinakalawang na asero na bahagi ng aerospace sa panahon ng pag-slide.Kapatiran.Ed.Integra Strut.23, 127–135 (2012).
Debroy, T. et al.Additive Manufacturing ng Metal Components – Proseso, Istraktura, at Pagganap.programming.alma mater.ang agham.92, 112–224 (2018).
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. at Emmelmann S. Produksyon ng mga metal additives.(2016).https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM International.Standard na terminolohiya para sa additive manufacturing technology.Mabilis na produksyon.Assistant professor.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013).
Bartolomeu F. et al.Mechanical at tribological properties ng 316L stainless steel – paghahambing ng selective laser melting, hot pressing at conventional casting.Idagdag sa.tagagawa.16, 81–89 (2017).
Bakhshwan, M., Myant, KW, Reddichoff, T., at Pham, Kontribusyon ng MS Microstructure sa Additively Fabricated 316L Stainless Steel Dry Sliding Wear Mechanisms at Anisotropy.alma mater.dec.196, 109076 (2020).
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. at Tatlock GJ Mechanical na tugon at mga mekanismo ng pagpapapangit ng mga istruktura ng bakal na pinatigas na may iron oxide dispersion na nakuha sa pamamagitan ng selective laser melting.magazine.87, 201–215 (2015).
Saeidi K., Alvi S., Lofay F., Petkov VI at Akhtar, F. Mas mataas na pagkakasunud-sunod ng mekanikal na lakas pagkatapos ng heat treatment ng SLM 2507 sa kuwarto at mataas na temperatura, na tinutulungan ng hard/ductile sigma precipitation.Metal (Basel).9, (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E., at Li, S. Microstructure, reaksyon pagkatapos ng init, at tribological na katangian ng 3D-printed 17-4 PH stainless steel.Nakasuot ng 456–457, (2020).
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y., at Zhang, L. Densification behavior, microstructure evolution, at mechanical properties ng TiC/AISI420 stainless steel composites na gawa ng selective laser melting.alma mater.dec.187, 1–13 (2020).
Zhao X. et al.Fabrication at characterization ng AISI 420 stainless steel gamit ang selective laser melting.alma mater.tagagawa.proseso.30, 1283–1289 (2015).
Sun Y., Moroz A. at Alrbey K. Mga katangian ng sliding wear at corrosion behavior ng selective laser melting ng 316L stainless steel.J. Alma mater.proyekto.isagawa.23, 518–526 (2013).
Shibata, K. et al.Friction at wear ng powder-bed stainless steel sa ilalim ng oil lubrication [J].Tribiol.panloob 104, 183–190 (2016).