ขอขอบคุณที่เยี่ยมชม Nature.comคุณกำลังใช้เวอร์ชันเบราว์เซอร์ที่มีการรองรับ CSS แบบจำกัดเพื่อประสบการณ์ที่ดีที่สุด เราขอแนะนำให้คุณใช้เบราว์เซอร์ที่อัปเดต (หรือปิดใช้งานโหมดความเข้ากันได้ใน Internet Explorer)นอกจากนี้ เพื่อให้มั่นใจว่าได้รับการสนับสนุนอย่างต่อเนื่อง เราจะแสดงไซต์โดยไม่มีสไตล์และ JavaScript
แถบเลื่อนแสดงสามบทความต่อสไลด์ใช้ปุ่มย้อนกลับและปุ่มถัดไปเพื่อเลื่อนไปตามสไลด์ หรือใช้ปุ่มตัวควบคุมสไลด์ที่ส่วนท้ายเพื่อเลื่อนไปตามแต่ละสไลด์

ASTM A240 304 316 สแตนเลสแผ่นหนาปานกลางสามารถตัดและปรับแต่งราคาโรงงานในจีน

เกรดวัสดุ: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
ประเภท:เฟอริติก, ออสเทนไนต์, มาร์เทนไซต์, ดูเพล็กซ์
เทคโนโลยี:รีดเย็นและรีดร้อน
การรับรอง: ISO9001, CE, SGS ทุกปี
บริการ: การทดสอบโดยบุคคลที่สาม
จัดส่ง: ภายใน 10-15 วันหรือพิจารณาปริมาณ

สแตนเลสเป็นโลหะผสมเหล็กที่มีปริมาณโครเมียมขั้นต่ำร้อยละ 10.5ปริมาณโครเมียมทำให้เกิดฟิล์มโครเมียมออกไซด์บางๆ บนพื้นผิวเหล็กที่เรียกว่าชั้นฟิล์มชั้นนี้ป้องกันการกัดกร่อนไม่ให้เกิดขึ้นบนพื้นผิวเหล็กยิ่งมีปริมาณโครเมียมในเหล็กมากเท่าใด ความต้านทานการกัดกร่อนก็จะยิ่งมากขึ้นเท่านั้น

เหล็กยังประกอบด้วยองค์ประกอบอื่นๆ จำนวนมาก เช่น คาร์บอน ซิลิคอน และแมงกานีสสามารถเพิ่มองค์ประกอบอื่นๆ เพื่อเพิ่มความต้านทานการกัดกร่อน (นิกเกิล) และความสามารถในการขึ้นรูป (โมลิบดีนัม)

พฤติกรรมของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูง (HCMSS) ประกอบด้วยประมาณ 22.5 ปริมาตร% คาร์ไบด์ที่มีโครเมียม (Cr) และวาเนเดียม (V) สูง ได้รับการแก้ไขโดยการหลอมลำอิเล็กตรอน (EBM)โครงสร้างจุลภาคประกอบด้วยเฟสมาร์เทนไซต์และออสเทนไนต์ตกค้าง คาร์ไบด์ Cr คาร์ไบด์ที่มี V สูงในระดับซับไมครอน และ Cr คาร์ไบด์สูงระดับไมครอนมีการกระจายเท่าๆ กัน และมีความแข็งค่อนข้างสูงCoF ลดลงประมาณ 14.1% เมื่อภาระในสภาวะคงตัวเพิ่มขึ้นเนื่องจากการถ่ายโอนวัสดุจากรางที่สึกหรอไปยังตัวของฝ่ายตรงข้ามเมื่อเปรียบเทียบกับเหล็กกล้าเครื่องมือมาร์เทนซิติกที่ได้รับการบำบัดในลักษณะเดียวกัน อัตราการสึกหรอของ HCMSS เกือบจะเท่ากันที่โหลดที่ใช้งานต่ำกลไกการสึกหรอที่โดดเด่นคือการเอาเมทริกซ์เหล็กออกโดยการเสียดสีตามด้วยการเกิดออกซิเดชันของรอยสึกหรอ ในขณะที่การสึกหรอจากการเสียดสีสามองค์ประกอบเกิดขึ้นพร้อมกับภาระที่เพิ่มขึ้นพื้นที่ของการเสียรูปพลาสติกใต้รอยแผลเป็นจากการสึกหรอ ระบุโดยการทำแผนที่ความแข็งแบบตัดขวางปรากฏการณ์เฉพาะที่เกิดขึ้นเมื่อสภาวะการสึกหรอเพิ่มขึ้น เรียกว่า การแตกร้าวของคาร์ไบด์ การฉีกขาดของวาเนเดียมคาร์ไบด์สูง และการแตกร้าวของแม่พิมพ์งานวิจัยนี้ให้ความกระจ่างเกี่ยวกับลักษณะการสึกหรอของการผลิตแบบเติมเนื้อวัสดุ HCMSS ซึ่งสามารถปูทางไปสู่การผลิตส่วนประกอบ EBM สำหรับการใช้งานด้านการสึกหรอ ตั้งแต่เพลาไปจนถึงแม่พิมพ์ฉีดพลาสติก
เหล็กกล้าไร้สนิม (SS) เป็นตระกูลเหล็กกล้าอเนกประสงค์ที่ใช้กันอย่างแพร่หลายในการบินและอวกาศ ยานยนต์ อาหาร และการใช้งานอื่นๆ มากมาย เนื่องจากมีความต้านทานการกัดกร่อนสูงและมีคุณสมบัติทางกลที่เหมาะสม1,2,3ความต้านทานการกัดกร่อนสูงเนื่องมาจากปริมาณโครเมียม (มากกว่า 11.5 wt. %) ใน HC สูง ซึ่งมีส่วนทำให้เกิดฟิล์มออกไซด์ที่มีปริมาณโครเมียมสูงบนพื้นผิว1อย่างไรก็ตาม เกรดสเตนเลสส่วนใหญ่มีปริมาณคาร์บอนต่ำ จึงมีความแข็งและความต้านทานการสึกหรอจำกัด ส่งผลให้อายุการใช้งานลดลงในอุปกรณ์ที่เกี่ยวข้องกับการสึกหรอ เช่น ส่วนประกอบลงจอดในอวกาศและอวกาศ4โดยปกติแล้วจะมีความแข็งต่ำ (ในช่วง 180 ถึง 450 HV) มีเพียงสเตนเลสมาร์เทนซิติกที่ผ่านการอบชุบด้วยความร้อนบางชนิดเท่านั้นที่มีความแข็งสูง (สูงถึง 700 HV) และมีปริมาณคาร์บอนสูง (สูงถึง 1.2 wt%) ซึ่งสามารถส่งผลให้ การก่อตัวของมาร์เทนไซต์1. กล่าวโดยสรุป ปริมาณคาร์บอนสูงจะช่วยลดอุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก ทำให้เกิดการก่อตัวของโครงสร้างจุลภาคของมาร์เทนซิติกอย่างสมบูรณ์ และได้โครงสร้างจุลภาคที่ทนทานต่อการสึกหรอที่อัตราการทำความเย็นสูงเฟสแข็ง (เช่น คาร์ไบด์) สามารถเติมลงในเมทริกซ์เหล็กได้ เพื่อปรับปรุงความต้านทานการสึกหรอของแม่พิมพ์ให้ดียิ่งขึ้น
การแนะนำการผลิตแบบเติมเนื้อวัสดุ (AM) สามารถผลิตวัสดุใหม่ที่มีองค์ประกอบ คุณสมบัติโครงสร้างจุลภาค และคุณสมบัติทางกลที่เหนือกว่าที่ต้องการ5,6ตัวอย่างเช่น การหลอมด้วยผงเบด (PBF) ซึ่งเป็นกระบวนการเชื่อมแบบเติมเนื้อที่เชิงพาณิชย์มากที่สุดกระบวนการหนึ่ง เกี่ยวข้องกับการสะสมของผงโลหะผสมล่วงหน้าเพื่อสร้างชิ้นส่วนที่มีรูปร่างใกล้เคียงกันโดยการละลายผงโดยใช้แหล่งความร้อน เช่น เลเซอร์หรือลำอิเล็กตรอน7ผลการศึกษาหลายชิ้นแสดงให้เห็นว่าชิ้นส่วนสเตนเลสสตีลที่เติมแต่งสามารถทำงานได้ดีกว่าชิ้นส่วนที่ผลิตแบบดั้งเดิมตัวอย่างเช่น สเตนเลสออสเทนนิติกที่ผ่านกระบวนการเติมเนื้อได้แสดงให้เห็นว่ามีคุณสมบัติเชิงกลที่เหนือกว่าเนื่องจากมีโครงสร้างจุลภาคที่ละเอียดกว่า (เช่น ความสัมพันธ์ของฮอลล์-เพชร)3,8,9การอบชุบด้วยความร้อนของสเตนเลสเฟอร์ริติกที่ผ่านการบำบัดด้วย AM จะทำให้เกิดการตกตะกอนเพิ่มเติมซึ่งมีคุณสมบัติทางกลคล้ายกับเหล็กกล้าทั่วไป3,10ใช้เหล็กกล้าไร้สนิมแบบดูอัลเฟสที่มีความแข็งแรงและความแข็งสูง แปรรูปโดยการแปรรูปแบบเพิ่มเนื้อ ซึ่งคุณสมบัติทางกลที่ได้รับการปรับปรุงนั้นเนื่องมาจากเฟสอินเตอร์เมทัลลิกที่อุดมด้วยโครเมียมในโครงสร้างจุลภาค11นอกจากนี้ คุณสมบัติทางกลที่ได้รับการปรับปรุงของมาร์เทนซิติกชุบแข็งแบบเติมแต่งและเหล็กกล้าไร้สนิม PH สามารถรับได้โดยการควบคุมออสเทนไนต์ที่ตกค้างในโครงสร้างจุลภาค และปรับพารามิเตอร์การตัดเฉือนและการบำบัดความร้อน 3,12,13,14 ให้เหมาะสม
ในปัจจุบัน คุณสมบัติไทรโบโลยีของสเตนเลสออสเตนนิติก AM ได้รับความสนใจมากกว่าสเตนเลสชนิดอื่นๆศึกษาพฤติกรรมไตรโบโลยีของการหลอมด้วยเลเซอร์ในชั้นผง (L-PBF) ที่บำบัดด้วย 316L ได้รับการศึกษาในฐานะฟังก์ชันของพารามิเตอร์การประมวลผล AMพบว่าการลดความพรุนให้เหลือน้อยที่สุดโดยการลดความเร็วในการสแกนหรือเพิ่มกำลังเลเซอร์สามารถปรับปรุงความต้านทานการสึกหรอได้15,16Li et al.17 ทดสอบการสึกหรอแบบแห้งของการเลื่อนภายใต้พารามิเตอร์ต่างๆ (โหลด ความถี่ และอุณหภูมิ) และแสดงให้เห็นว่าการสึกหรอที่อุณหภูมิห้องเป็นกลไกการสึกหรอหลัก ในขณะที่การเพิ่มความเร็วและอุณหภูมิของการเลื่อนจะส่งเสริมการเกิดออกซิเดชันชั้นออกไซด์ที่เกิดขึ้นช่วยให้มั่นใจได้ถึงการทำงานของตลับลูกปืน แรงเสียดทานจะลดลงตามอุณหภูมิที่เพิ่มขึ้น และอัตราการสึกหรอจะเพิ่มขึ้นที่อุณหภูมิสูงขึ้นในการศึกษาอื่นๆ การเติมอนุภาค TiC18, TiB219 และ SiC20 ลงในเมทริกซ์ 316L ที่ผ่านการบำบัดด้วย L-PBF ได้ปรับปรุงความต้านทานการสึกหรอโดยการสร้างชั้นแรงเสียดทานที่แข็งตัวในงานหนาแน่น โดยมีเศษส่วนปริมาตรของอนุภาคแข็งเพิ่มขึ้นนอกจากนี้ ยังมีการสังเกตชั้นออกไซด์ป้องกันในเหล็กกล้า PH ที่ผ่านการบำบัดด้วย L-PBF12 และเหล็กกล้าดูเพล็กซ์ SS11 ซึ่งบ่งชี้ว่าการจำกัดออสเทนไนต์ที่คงค้างโดยการบำบัดหลังการให้ความร้อน12 สามารถปรับปรุงความต้านทานการสึกหรอได้ตามที่สรุปไว้ ณ ที่นี้ วรรณกรรมมุ่งเน้นไปที่ประสิทธิภาพด้านไทรโบโลยีของซีรีส์ 316L SS เป็นหลัก ในขณะที่มีข้อมูลเพียงเล็กน้อยเกี่ยวกับประสิทธิภาพด้านไทรโบโลยีของซีรีส์สเตนเลสสตีลที่ผลิตแบบเติมแต่งด้วยมาร์เทนซิติกซึ่งมีปริมาณคาร์บอนสูงกว่ามาก
การหลอมลำแสงอิเล็กตรอน (EBM) เป็นเทคนิคที่คล้ายกับ L-PBF ที่สามารถสร้างโครงสร้างจุลภาคด้วยคาร์ไบด์ทนไฟ เช่น วานาเดียมและโครเมียมคาร์ไบด์สูง เนื่องจากสามารถเข้าถึงอุณหภูมิที่สูงขึ้นและอัตราการสแกน 21, 22 เอกสารที่มีอยู่เกี่ยวกับการประมวลผล EBM ของสเตนเลส เหล็กมุ่งเน้นไปที่การกำหนดพารามิเตอร์การประมวลผล ELM ที่เหมาะสมที่สุดเพื่อให้ได้โครงสร้างจุลภาคที่ไม่มีรอยแตกและรูพรุน และปรับปรุงคุณสมบัติทางกล23, 24, 25, 26 ในขณะที่ทำงานกับคุณสมบัติไตรโบโลยีของเหล็กกล้าไร้สนิมที่ผ่านการบำบัดด้วย EBMจนถึงขณะนี้ กลไกการสึกหรอของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูงที่เคลือบด้วย ELR ได้รับการศึกษาภายใต้สภาวะที่จำกัด และมีรายงานว่าการเปลี่ยนรูปพลาสติกอย่างรุนแรงเกิดขึ้นภายใต้สภาวะการเสียดสี (การทดสอบกระดาษทราย) สภาวะแห้ง และการกัดกร่อนของโคลน27
การศึกษานี้ศึกษาความต้านทานการสึกหรอและคุณสมบัติเสียดทานของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูงที่ผ่านการบำบัดด้วย ELR ภายใต้สภาวะการเลื่อนแบบแห้งตามที่อธิบายไว้ด้านล่างประการแรก คุณสมบัติทางโครงสร้างจุลภาคถูกกำหนดลักษณะโดยใช้กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราด (SEM) สเปกโตรสโคปีรังสีเอกซ์แบบกระจายพลังงาน (EDX) การเลี้ยวเบนรังสีเอกซ์ และการวิเคราะห์ภาพข้อมูลที่ได้รับด้วยวิธีเหล่านี้จะถูกนำมาใช้เป็นพื้นฐานสำหรับการสังเกตพฤติกรรมไตรโบโลยีผ่านการทดสอบแบบลูกสูบแห้งภายใต้โหลดต่างๆ และสุดท้าย สัณฐานวิทยาของพื้นผิวที่สึกหรอจะถูกตรวจสอบโดยใช้ SEM-EDX และเลเซอร์โปรไฟล์โลมิเตอร์อัตราการสึกหรอเป็นปริมาณและเปรียบเทียบกับเหล็กกล้าเครื่องมือมาร์เทนซิติกที่ได้รับการบำบัดในลักษณะเดียวกันซึ่งทำขึ้นเพื่อสร้างพื้นฐานสำหรับการเปรียบเทียบระบบ SS นี้กับระบบการสึกหรอที่ใช้กันโดยทั่วไปกับการรักษาประเภทเดียวกันในที่สุด แผนที่ภาคตัดขวางของเส้นทางการสึกหรอจะแสดงขึ้นโดยใช้อัลกอริธึมการทำแผนที่ความแข็ง ซึ่งเผยให้เห็นการเสียรูปพลาสติกที่เกิดขึ้นระหว่างการสัมผัสควรสังเกตว่าการทดสอบไทรโบโลยีสำหรับการศึกษานี้ดำเนินการเพื่อทำความเข้าใจคุณสมบัติไทรโบโลยีของวัสดุใหม่นี้ให้ดียิ่งขึ้น และไม่ใช่เพื่อจำลองการใช้งานเฉพาะเจาะจงการศึกษานี้ช่วยให้เข้าใจคุณสมบัติไตรโบโลยีของสเตนเลสมาร์เทนซิติกที่ผลิตแบบเติมเนื้อใหม่ได้ดีขึ้น สำหรับการใช้งานด้านการสึกหรอที่จำเป็นต้องใช้งานในสภาพแวดล้อมที่รุนแรง
ตัวอย่างของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูง (HCMSS) ที่บำบัดด้วย ELR ภายใต้ชื่อแบรนด์ Vibenite® 350 ได้รับการพัฒนาและจัดหาโดย VBN Components AB ประเทศสวีเดนองค์ประกอบทางเคมีที่กำหนดของตัวอย่าง: 1.9 C, 20.0 Cr, 1.0 Mo, 4.0 V, 73.1 Fe (wt.%)ขั้นแรก ชิ้นงานเลื่อนแบบแห้ง (40 มม. × 20 มม. × 5 มม.) ถูกสร้างขึ้นจากชิ้นงานทรงสี่เหลี่ยมผืนผ้าที่ได้รับ (42 มม. × 22 มม. × 7 มม.) โดยไม่ต้องผ่านการบำบัดหลังการให้ความร้อนโดยใช้เครื่องคายประจุไฟฟ้า (EDM)จากนั้น ตัวอย่างจะถูกบดอย่างต่อเนื่องด้วยกระดาษทราย SiC ที่มีขนาดเกรน 240 ถึง 2400 R เพื่อให้ได้ความหยาบผิว (Ra) ประมาณ 0.15 μmนอกจากนี้ ตัวอย่างของเหล็กกล้าเครื่องมือมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูง (HCTS) ที่ผ่านการบำบัดด้วย EBM โดยมีองค์ประกอบทางเคมีระบุที่ 1.5 C, 4.0 Cr, 2.5 Mo, 2.5 W, 4.0 V, 85.5 Fe (wt. .%) (ชื่อทางการค้าในชื่อ Vibenite® 150) เตรียมในลักษณะเดียวกันด้วยHCMTS ประกอบด้วยคาร์ไบด์ 8% โดยปริมาตร และใช้เพื่อเปรียบเทียบข้อมูลอัตราการสึกหรอของ HCMSS เท่านั้น
การจำแนกลักษณะทางโครงสร้างจุลภาคของ HCMSS ดำเนินการโดยใช้ SEM (FEI Quanta 250, USA) ที่ติดตั้งเครื่องตรวจจับ X-ray แบบกระจายพลังงาน (EDX) XMax80 จาก Oxford Instrumentsโฟโตไมโครกราฟแบบสุ่มสามภาพที่มีขนาด 3500 µm2 ถูกถ่ายในโหมดอิเล็กตรอนแบบกระจายกลับ (BSE) จากนั้นวิเคราะห์โดยใช้การวิเคราะห์ภาพ (ImageJ®)28 เพื่อกำหนดเศษส่วนของพื้นที่ (เช่น เศษส่วนปริมาตร) ขนาดและรูปร่างเนื่องจากลักษณะทางสัณฐานวิทยาที่สังเกตได้ เศษส่วนของพื้นที่จึงถูกนำมาเท่ากับเศษส่วนของปริมาตรนอกจากนี้ ปัจจัยรูปร่างของคาร์ไบด์คำนวณโดยใช้สมการปัจจัยรูปร่าง (Shfa):
โดยที่ Ai คือพื้นที่ของคาร์ไบด์ (µm2) และ Pi คือปริมณฑลของคาร์ไบด์ (µm)29ในการระบุเฟส ได้ทำการเลี้ยวเบนรังสีเอกซ์แบบผง (XRD) โดยใช้เครื่องวัดการเลี้ยวเบนรังสีเอกซ์ (Bruker D8 Discover ด้วยเครื่องตรวจจับแถบ LynxEye 1D) พร้อมรังสี Co-Kα (γ = 1.79026 Å)สแกนตัวอย่างในช่วง 2θ ตั้งแต่ 35° ถึง 130° ด้วยขนาดขั้น 0.02° และเวลาขั้น 2 วินาทีข้อมูล XRD ได้รับการวิเคราะห์โดยใช้ซอฟต์แวร์ Diffract.EVA ซึ่งอัปเดตฐานข้อมูลผลึกศาสตร์ในปี 2021 นอกจากนี้ ยังใช้เครื่องทดสอบความแข็ง Vickers (Struers Durascan 80, ออสเตรีย) เพื่อระบุความแข็งระดับไมโครตามมาตรฐาน ASTM E384-17 30 มีการพิมพ์ 30 ภาพบนตัวอย่างที่เตรียมด้วยโลหะวิทยา โดยเพิ่มทีละ 0.35 มม. เป็นเวลา 10 วินาทีที่น้ำหนัก 5 กก.ก่อนหน้านี้ผู้เขียนได้ระบุคุณลักษณะทางโครงสร้างจุลภาคของ HCMTS31 แล้ว
ไทรโบมิเตอร์แบบแผ่นบอล (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab, USA) ถูกนำมาใช้ในการทดสอบการสึกหรอแบบลูกสูบแบบแห้ง โดยมีรายละเอียดการกำหนดค่าอยู่ที่อื่น31พารามิเตอร์การทดสอบมีดังนี้: ตามมาตรฐาน 32 ASTM G133-05, โหลด 3 N, ความถี่ 1 Hz, ช่วงชัก 3 มม., ระยะเวลา 1 ชั่วโมงลูกบอลอะลูมิเนียมออกไซด์ (Al2O3, ระดับความแม่นยำ 28/ISO 3290) ที่มีเส้นผ่านศูนย์กลาง 10 มม. โดยมีความแข็งระดับมหภาคประมาณ 1500 HV และความขรุขระของพื้นผิว (Ra) ประมาณ 0.05 µm ซึ่งจัดหาโดย Redhill Precision สาธารณรัฐเช็ก ถูกนำมาใช้เป็นตัวถ่วงน้ำหนัก .การปรับสมดุลได้รับเลือกเพื่อป้องกันผลกระทบของการเกิดออกซิเดชันที่อาจเกิดขึ้นเนื่องจากการทรงตัว และเพื่อให้เข้าใจกลไกการสึกหรอของชิ้นงานทดสอบภายใต้สภาวะการสึกหรอที่รุนแรงได้ดียิ่งขึ้นควรสังเกตว่าพารามิเตอร์การทดสอบเหมือนกับใน Ref.8 เพื่อเปรียบเทียบข้อมูลอัตราการสึกหรอกับการศึกษาที่มีอยู่นอกจากนี้ ยังได้ดำเนินการทดสอบแบบลูกสูบที่มีโหลด 10 นิวตันเพื่อตรวจสอบประสิทธิภาพของไทรโบโลยีที่โหลดที่สูงกว่า ในขณะที่พารามิเตอร์การทดสอบอื่นๆ ยังคงที่แรงกดสัมผัสเริ่มต้นตามเฮิรตซ์คือ 7.7 MPa และ 11.5 MPa ที่ 3 N และ 10 N ตามลำดับในระหว่างการทดสอบการสึกหรอ แรงเสียดทานจะถูกบันทึกที่ความถี่ 45 Hz และคำนวณค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทานเฉลี่ย (CoF)สำหรับการโหลดแต่ละครั้ง จะมีการวัดสามครั้งภายใต้สภาวะแวดล้อม
ตรวจสอบวิถีการสึกหรอโดยใช้ SEM ที่อธิบายไว้ข้างต้น และการวิเคราะห์ EMF ดำเนินการโดยใช้ซอฟต์แวร์วิเคราะห์พื้นผิวการสึกหรอของ Aztec Acquisitionตรวจสอบพื้นผิวที่สึกหรอของลูกบาศก์ที่จับคู่โดยใช้กล้องจุลทรรศน์แบบใช้แสง (Keyence VHX-5000, ญี่ปุ่น)เลเซอร์โปรไฟล์แบบไม่สัมผัส (NanoFocus µScan, เยอรมนี) สแกนเครื่องหมายการสึกหรอด้วยความละเอียดแนวตั้งที่ ±0.1 µm ตามแนวแกน z และ 5 µm ตามแนวแกน x และ yแผนที่โปรไฟล์พื้นผิวรอยแผลเป็นจากการสึกหรอถูกสร้างขึ้นใน Matlab® โดยใช้พิกัด x, y, z ที่ได้รับจากการวัดโปรไฟล์โปรไฟล์เส้นทางการสึกหรอในแนวตั้งหลายโปรไฟล์ที่แยกมาจากแผนผังโปรไฟล์พื้นผิว ถูกนำมาใช้ในการคำนวณการสูญเสียปริมาตรการสึกหรอบนเส้นทางการสึกหรอการสูญเสียปริมาตรคำนวณจากผลคูณของพื้นที่หน้าตัดเฉลี่ยของโปรไฟล์ลวดและความยาวของแทร็กการสึกหรอ และผู้เขียนได้อธิบายรายละเอียดเพิ่มเติมของวิธีนี้ไว้ก่อนหน้านี้แล้ว 33จากที่นี่ อัตราการสึกหรอจำเพาะ (k) ได้มาจากสูตรต่อไปนี้:
โดยที่ V คือการสูญเสียปริมาตรเนื่องจากการสึกหรอ (มม.3) W คือภาระที่ใช้ (N) L คือระยะการเลื่อน (มม.) และ k คืออัตราการสึกหรอจำเพาะ (มม.3/นิวตันเมตร)34ข้อมูลแรงเสียดทานและแผนผังโปรไฟล์พื้นผิวสำหรับ HCMTS จะรวมอยู่ในวัสดุเสริม (รูปที่ S1 และรูปที่ S2 เพิ่มเติม) เพื่อเปรียบเทียบอัตราการสึกหรอของ HCMSS
ในการศึกษานี้ แผนที่ความแข็งภาคตัดขวางของเส้นทางการสึกหรอถูกนำมาใช้เพื่อแสดงให้เห็นพฤติกรรมการเปลี่ยนรูปพลาสติก (เช่น การแข็งตัวของงานเนื่องจากแรงกดสัมผัส) ของบริเวณการสึกหรอตัวอย่างที่ขัดเงาแล้วถูกตัดด้วยล้อตัดอะลูมิเนียมออกไซด์บนเครื่องตัด (Struers Accutom-5, ออสเตรีย) และขัดด้วยกระดาษทราย SiC เกรดตั้งแต่ 240 ถึง 4000 P ตามความหนาของตัวอย่างการวัดความแข็งระดับไมโครที่ 0.5 กก.f 10 วินาที และระยะ 0.1 มม. ตามมาตรฐาน ASTM E348-17งานพิมพ์ถูกวางบนตารางสี่เหลี่ยมขนาด 1.26 × 0.3 มม.2 ซึ่งอยู่ใต้พื้นผิวประมาณ 60 µm (รูปที่ 1) จากนั้นจึงสร้างแผนผังความแข็งโดยใช้โค้ด Matlab® แบบกำหนดเองที่อธิบายไว้ที่อื่น 35นอกจากนี้ ยังตรวจสอบโครงสร้างจุลภาคของหน้าตัดของโซนการสึกหรอโดยใช้ SEM
แผนผังของเครื่องหมายการสึกหรอที่แสดงตำแหน่งของส่วนตัดขวาง (a) และไมโครกราฟแบบออปติคอลของแผนที่ความแข็งซึ่งแสดงเครื่องหมายที่ระบุในส่วนตัดขวาง (b)
โครงสร้างจุลภาคของ HCMSS ที่รับการรักษาด้วย ELP ประกอบด้วยเครือข่ายคาร์ไบด์ที่เป็นเนื้อเดียวกันที่ล้อมรอบด้วยเมทริกซ์ (รูปที่ 2a, b)การวิเคราะห์ EDX แสดงให้เห็นว่าคาร์ไบด์สีเทาและสีเข้มคือคาร์ไบด์ที่มีโครเมียมและวานาเดียมสูง ตามลำดับ (ตารางที่ 1)เมื่อคำนวณจากการวิเคราะห์ด้วยภาพ สัดส่วนปริมาตรของคาร์ไบด์จะอยู่ที่ประมาณ ~22.5% (โครเมียมคาร์ไบด์สูง ~18.2% และวานาเดียมคาร์ไบด์สูง ~4.3%)ขนาดเกรนเฉลี่ยที่มีค่าเบี่ยงเบนมาตรฐานคือ 0.64 ± 0.2 µm และ 1.84 ± 0.4 µm สำหรับคาร์ไบด์ที่มีความเข้มข้น V และ Cr ตามลำดับ (รูปที่ 2c, d)คาร์ไบด์ V สูงมีแนวโน้มที่จะกลมกว่าโดยมีค่าปัจจัยรูปร่าง (±SD) ประมาณ 0.88±0.03 เนื่องจากค่าปัจจัยรูปร่างใกล้กับ 1 สอดคล้องกับคาร์ไบด์ทรงกลมในทางตรงกันข้าม โครเมียมคาร์ไบด์สูงจะไม่กลมอย่างสมบูรณ์ โดยมีค่าแฟกเตอร์รูปร่างประมาณ 0.56 ± 0.01 ซึ่งอาจเกิดจากการเกาะตัวกันตรวจพบพีคการเลี้ยวเบนของมาร์เทนไซต์ (α, bcc) และออสเทนไนต์ (γ ', fcc) ในรูปแบบเอ็กซ์เรย์ HCMSS ดังแสดงในรูปที่ 2eนอกจากนี้ รูปแบบเอ็กซ์เรย์ยังแสดงการมีอยู่ของคาร์ไบด์ทุติยภูมิอีกด้วยโครเมียมคาร์ไบด์สูงถูกระบุว่าเป็นคาร์ไบด์ประเภท M3C2 และ M23C6ตามข้อมูลวรรณกรรม ยอดการเลี้ยวเบนของ VC คาร์ไบด์ 36,37,38 ยอดถูกบันทึกที่ anga43° และ 63° ซึ่งบ่งบอกว่ายอด VC ถูกปกปิดโดยยอด M23C6 ของคาร์ไบด์ที่มีโครเมียมสูง (รูปที่ 2e)
โครงสร้างจุลภาคของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูงที่บำบัดด้วย EBL (a) ที่กำลังขยายต่ำและ (b) ที่กำลังขยายสูง แสดงคาร์ไบด์ที่อุดมด้วยโครเมียมและวานาเดียม และเมทริกซ์เหล็กกล้าไร้สนิม (โหมดการกระจายกลับของอิเล็กตรอน)กราฟแท่งแสดงการกระจายขนาดเกรนของคาร์ไบด์ที่มีโครเมียมสูง (c) และคาร์ไบด์ที่มีวาเนเดียมสูง (d)รูปแบบรังสีเอกซ์แสดงการมีอยู่ของมาร์เทนไซต์ ออสเทนไนต์และคาร์ไบด์ที่คงอยู่ในโครงสร้างจุลภาค (d)
ความแข็งระดับไมโครโดยเฉลี่ยคือ 625.7 + 7.5 HV5 ซึ่งแสดงความแข็งค่อนข้างสูงเมื่อเทียบกับสเตนเลสสตีลมาร์เทนซิติกที่ผ่านการแปรรูปทั่วไป (450 HV)1 โดยไม่มีการอบชุบด้วยความร้อนความแข็งระดับนาโนของคาร์ไบด์ V สูงและคาร์ไบด์ Cr สูงรายงานว่าอยู่ระหว่าง 12 ถึง 32.5 GPa39 และ 13–22 GPa40 ตามลำดับดังนั้น ความแข็งสูงของ HCMSS ที่บำบัดด้วย ELP จึงมีสาเหตุมาจากปริมาณคาร์บอนสูง ซึ่งส่งเสริมการก่อตัวของโครงข่ายคาร์ไบด์ดังนั้น HSMSS ที่ได้รับการบำบัดด้วย ELP จึงแสดงคุณลักษณะทางโครงสร้างจุลภาคและความแข็งที่ดี โดยไม่ต้องผ่านการบำบัดภายหลังการให้ความร้อนเพิ่มเติม
เส้นโค้งของค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทานเฉลี่ย (CoF) สำหรับตัวอย่างที่ 3 N และ 10 N แสดงในรูปที่ 3 ช่วงของค่าแรงเสียดทานต่ำสุดและสูงสุดจะถูกทำเครื่องหมายด้วยการแรเงาโปร่งแสงแต่ละเส้นโค้งจะแสดงเฟสรันอินและเฟสสภาวะคงที่เฟสรันอินสิ้นสุดที่ 1.2 ม. โดยมี CoF (±SD) 0.41 ± 0.24.3 N และที่ 3.7 ม. โดยมี CoF 0.71 ± 0.16.10 N ก่อนที่จะเข้าสู่สถานะคงตัวของเฟสเมื่อแรงเสียดทานหยุดลงไม่เปลี่ยนแปลงอย่างรวดเร็วเนื่องจากพื้นที่สัมผัสขนาดเล็กและการเสียรูปพลาสติกเริ่มแรกอย่างหยาบ แรงเสียดทานจึงเพิ่มขึ้นอย่างรวดเร็วในระหว่างระยะรันอินที่ 3 N และ 10 N ซึ่งแรงเสียดทานที่สูงขึ้นและระยะการเลื่อนที่ยาวขึ้นเกิดขึ้นที่ 10 N ซึ่งอาจเนื่องมาจาก โดยที่เมื่อเทียบกับ 3 N แล้วความเสียหายของพื้นผิวจะสูงกว่าสำหรับ 3 N และ 10 N ค่า CoF ในเฟสคงที่คือ 0.78 ± 0.05 และ 0.67 ± 0.01 ตามลำดับCoF มีความเสถียรในทางปฏิบัติที่ 10 N และค่อยๆ เพิ่มขึ้นที่ 3 N ในเอกสารที่มีจำกัด CoF ของสเตนเลสสตีลที่ผ่านการบำบัดด้วย L-PBF เมื่อเปรียบเทียบกับตัวทำปฏิกิริยาเซรามิกที่โหลดที่ใช้ต่ำจะมีช่วงตั้งแต่ 0.5 ถึง 0.728, 20, 42 ซึ่งอยู่ใน ข้อตกลงที่ดีกับค่า CoF ที่วัดได้ในการศึกษานี้การลดลงของ CoF พร้อมภาระที่เพิ่มขึ้นในสภาวะคงที่ (ประมาณ 14.1%) สามารถเกิดจากการเสื่อมสภาพของพื้นผิวที่เกิดขึ้นที่ส่วนต่อประสานระหว่างพื้นผิวที่สึกหรอและคู่กัน ซึ่งจะกล่าวถึงต่อไปในหัวข้อถัดไปผ่านการวิเคราะห์พื้นผิวของ ตัวอย่างที่สวมใส่
ค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทานของชิ้นงาน VSMSS ที่บำบัดด้วย ELP บนเส้นทางเลื่อนที่ 3 N และ 10 N โดยมีการทำเครื่องหมายเฟสที่อยู่นิ่งสำหรับแต่ละเส้นโค้ง
อัตราการสึกหรอจำเพาะของ HKMS (625.7 HV) อยู่ที่ประมาณ 6.56 ± 0.33 × 10–6 mm3/Nm และ 9.66 ± 0.37 × 10–6 mm3/Nm ที่ 3 N และ 10 N ตามลำดับ (รูปที่ 4)ดังนั้น อัตราการสึกหรอจะเพิ่มขึ้นตามภาระที่เพิ่มขึ้น ซึ่งสอดคล้องกับการศึกษาที่มีอยู่เกี่ยวกับออสเทนไนต์ที่บำบัดด้วย L-PBF และ PH SS17,43ภายใต้สภาวะไตรโบโลยีเดียวกัน อัตราการสึกหรอที่ 3 N จะอยู่ที่ประมาณหนึ่งในห้าของอัตราการสึกหรอสำหรับสเตนเลสออสเทนนิติกที่บำบัดด้วย L-PBF (k = 3.50 ± 0.3 × 10–5 mm3/Nm, 229 HV) เช่นเดียวกับในกรณีก่อนหน้านี้ .8. นอกจากนี้ อัตราการสึกหรอของ HCMSS ที่ 3 นิวตันยังต่ำกว่าสเตนเลสออสเทนนิติกที่ตัดเฉือนแบบทั่วไปอย่างมีนัยสำคัญ และโดยเฉพาะอย่างยิ่ง สูงกว่าเหล็กกล้าไร้สนิมแบบกดที่มีไอโซโทรปิกสูง (k = 4.20 ± 0.3 × 10–5 มม.3)/Nm, 176 HV) และเหล็กหล่อ (k = 4.70 ± 0.3 × 10–5 mm3/Nm, 156 HV) สเตนเลสออสเทนนิติกกลึง 8 ตามลำดับเมื่อเปรียบเทียบกับการศึกษาวิจัยเหล่านี้ในวรรณคดี ความต้านทานการสึกหรอที่ดีขึ้นของ HCMSS เป็นผลมาจากปริมาณคาร์บอนที่สูงและโครงข่ายคาร์ไบด์ที่ขึ้นรูป ส่งผลให้มีความแข็งสูงกว่าสเตนเลสออสเทนนิติกที่เติมแต่งด้วยเครื่องจักรทั่วไปเพื่อศึกษาอัตราการสึกหรอของชิ้นงาน HCMSS เพิ่มเติม ชิ้นงานเหล็กกล้ามาร์เทนซิติกคาร์บอนสูง (HCTS) ที่ผ่านการกลึงคล้ายกัน (ที่มีความแข็ง 790 HV) ได้รับการทดสอบภายใต้สภาวะที่คล้ายกัน (3 N และ 10 N) เพื่อการเปรียบเทียบวัสดุเสริมคือแผนที่โปรไฟล์พื้นผิว HCMTS (รูปที่ S2 เพิ่มเติม)อัตราการสึกหรอของ HCMSS (k = 6.56 ± 0.34 × 10–6 mm3/Nm) เกือบจะเท่ากับอัตราการสึกหรอของ HCMTS ที่ 3 N (k = 6.65 ± 0.68 × 10–6 mm3/Nm) ซึ่งแสดงถึงความต้านทานการสึกหรอที่ดีเยี่ยม .ลักษณะเหล่านี้ส่วนใหญ่มาจากคุณสมบัติทางโครงสร้างจุลภาคของ HCMSS (เช่น ปริมาณคาร์ไบด์สูง ขนาด รูปร่าง และการกระจายของอนุภาคคาร์ไบด์ในเมทริกซ์ ตามที่อธิบายไว้ในส่วน 3.1)ตามที่รายงานไว้ก่อนหน้านี้ 31,44 ปริมาณคาร์ไบด์ส่งผลต่อความกว้างและความลึกของรอยแผลเป็นจากการสึกหรอและกลไกของการสึกหรอแบบมีฤทธิ์กัดกร่อนระดับไมโครอย่างไรก็ตาม ปริมาณคาร์ไบด์ไม่เพียงพอที่จะปกป้องแม่พิมพ์ที่ 10 N ส่งผลให้เกิดการสึกหรอเพิ่มขึ้นในส่วนต่อไปนี้ สัณฐานวิทยาของพื้นผิวการสึกหรอและภูมิประเทศใช้เพื่ออธิบายกลไกการสึกหรอและการเสียรูปที่ซ่อนอยู่ซึ่งส่งผลต่ออัตราการสึกหรอของ HCMSSที่ 10 N อัตราการสึกหรอของ VCMSS (k = 9.66 ± 0.37 × 10–6 mm3/Nm) จะสูงกว่าอัตราของ VKMTS (k = 5.45 ± 0.69 × 10–6 mm3/Nm)ในทางตรงกันข้าม อัตราการสึกหรอเหล่านี้ยังคงค่อนข้างสูง: ภายใต้เงื่อนไขการทดสอบที่คล้ายกัน อัตราการสึกหรอของการเคลือบที่ใช้โครเมียมและสเตลไลต์จะต่ำกว่า HCMSS45,46สุดท้ายนี้ เนื่องจากอลูมินามีความแข็งสูง (1500 HV) อัตราการสึกหรอของการผสมพันธุ์จึงน้อยมาก และพบสัญญาณของการถ่ายโอนวัสดุจากชิ้นงานทดสอบไปยังลูกบอลอะลูมิเนียม
การสึกหรอเฉพาะในการตัดเฉือน ELR ของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูง (HMCSS), การตัดเฉือน ELR ของเหล็กกล้าเครื่องมือมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูง (HCTS) และ L-PBF, การหล่อและการกดไอโซโทรปิกสูง (HIP) ของสเตนเลสออสเทนนิติก (316LSS) ในการใช้งานที่หลากหลาย โหลดความเร็วแล้วแผนภูมิกระจายแสดงความเบี่ยงเบนมาตรฐานของการวัดข้อมูลสำหรับเหล็กกล้าไร้สนิมออสเทนนิติกนำมาจาก 8
แม้ว่าการเคลือบผิวแข็ง เช่น โครเมียมและสเตลไลต์จะให้ความต้านทานการสึกหรอได้ดีกว่าระบบโลหะผสมที่ผ่านกระบวนการเติมแต่ง แต่การตัดเฉือนแบบเติมเนื้อสามารถ (1) ปรับปรุงโครงสร้างจุลภาค โดยเฉพาะอย่างยิ่งสำหรับวัสดุที่มีความหนาแน่นหลากหลายการดำเนินการในส่วนท้ายและ (3) การสร้างโทโพโลยีพื้นผิวใหม่ เช่น ตลับลูกปืนไดนามิกของไหลแบบบูรณาการนอกจากนี้ AM ยังให้ความยืดหยุ่นในการออกแบบทางเรขาคณิตการศึกษานี้เป็นเรื่องแปลกใหม่และมีความสำคัญเป็นพิเศษ เนื่องจากจำเป็นต้องชี้แจงลักษณะการสึกหรอของโลหะผสมที่พัฒนาขึ้นใหม่ด้วย EBM ซึ่งวรรณกรรมในปัจจุบันมีจำกัดมาก
สัณฐานวิทยาของพื้นผิวที่สึกหรอและสัณฐานวิทยาของตัวอย่างที่สึกหรอที่ 3 N แสดงไว้ในรูปที่ 15 โดยที่กลไกการสึกหรอหลักคือการเสียดสีตามด้วยออกซิเดชันขั้นแรก พื้นผิวเหล็กจะถูกเปลี่ยนรูปพลาสติก จากนั้นจึงถอดออกเพื่อสร้างร่องลึก 1 ถึง 3 µm ดังที่แสดงในโปรไฟล์พื้นผิว (รูปที่ 5a)เนื่องจากความร้อนเสียดทานที่เกิดจากการเลื่อนอย่างต่อเนื่อง วัสดุที่ถูกดึงออกยังคงอยู่ที่ส่วนต่อประสานของระบบไตรโบโลยี โดยก่อตัวเป็นชั้นไตรโบโลยีที่ประกอบด้วยเกาะเล็กๆ ที่มีเหล็กออกไซด์สูงล้อมรอบโครเมียมสูงและวาเนเดียมคาร์ไบด์สูง (รูปที่ 5b และตารางที่ 2)) ตามที่รายงานไว้สำหรับสเตนเลสออสเทนนิติกที่บำบัดด้วย L-PBF15,17บนรูป5c แสดงการเกิดออกซิเดชันที่รุนแรงที่เกิดขึ้นตรงกลางแผลเป็นจากการสึกหรอดังนั้น การก่อตัวของชั้นแรงเสียดทานจึงได้รับการอำนวยความสะดวกโดยการทำลายชั้นแรงเสียดทาน (เช่น ชั้นออกไซด์) (รูปที่ 5f) หรือการดึงวัสดุเกิดขึ้นในบริเวณที่อ่อนแอภายในโครงสร้างจุลภาค ซึ่งจะช่วยเร่งการกำจัดวัสดุในทั้งสองกรณี การทำลายชั้นแรงเสียดทานทำให้เกิดการสึกหรอที่ส่วนต่อประสาน ซึ่งอาจเป็นสาเหตุที่ทำให้ CoF มีแนวโน้มเพิ่มขึ้นในสถานะคงที่ 3N (รูปที่ 3)นอกจากนี้ ยังมีสัญญาณของการสึกหรอสามส่วนที่เกิดจากออกไซด์และอนุภาคการสึกหรอหลวมบนเส้นทางการสึกหรอ ซึ่งท้ายที่สุดจะนำไปสู่การก่อตัวของรอยขีดข่วนขนาดเล็กบนพื้นผิว (รูปที่ 5b, e)9,12,47
โปรไฟล์พื้นผิว (a) และโฟโตมิกกราฟกราฟ (b–f) ของสัณฐานวิทยาของพื้นผิวการสึกหรอของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูงที่บำบัดด้วย ELP ที่ 3 นิวตัน หน้าตัดของเครื่องหมายการสึกหรอในโหมด BSE (d) และกล้องจุลทรรศน์แบบออปติคอลของการสึกหรอ พื้นผิวที่ 3 N (g) ทรงกลมอลูมินา
แถบกันลื่นเกิดขึ้นบนพื้นผิวเหล็ก ซึ่งบ่งบอกถึงการเสียรูปพลาสติกเนื่องจากการสึกหรอ (รูปที่ 5e)ผลลัพธ์ที่คล้ายกันยังได้รับในการศึกษาพฤติกรรมการสึกหรอของเหล็กกล้าออสเทนนิติก SS47 ที่บำบัดด้วย L-PBFการเปลี่ยนทิศทางของคาร์ไบด์ที่อุดมด้วยวานาเดียมยังบ่งชี้ถึงการเสียรูปพลาสติกของเมทริกซ์เหล็กในระหว่างการเลื่อน (รูปที่ 5e)ภาพขนาดย่อของภาพตัดขวางของเครื่องหมายการสึกหรอแสดงให้เห็นว่ามีหลุมกลมเล็กๆ ล้อมรอบด้วยรอยแตกขนาดเล็ก (รูปที่ 5d) ซึ่งอาจเกิดจากการเสียรูปของพลาสติกมากเกินไปใกล้กับพื้นผิวการถ่ายโอนวัสดุไปยังทรงกลมอลูมิเนียมออกไซด์นั้นมีจำกัด ในขณะที่ทรงกลมยังคงสภาพเดิม (รูปที่ 5g)
ความกว้างและความลึกของการสึกหรอของตัวอย่างเพิ่มขึ้นตามภาระที่เพิ่มขึ้น (ที่ 10 นิวตัน) ดังแสดงในแผนที่ภูมิประเทศของพื้นผิว (รูปที่ 6a)การเสียดสีและการเกิดออกซิเดชันยังคงเป็นกลไกการสึกหรอที่โดดเด่น และจำนวนรอยขีดข่วนขนาดเล็กที่เพิ่มขึ้นบนเส้นทางการสึกหรอบ่งชี้ว่าการสึกหรอสามส่วนก็เกิดขึ้นที่ 10 N เช่นกัน (รูปที่ 6b)การวิเคราะห์ EDX แสดงให้เห็นการก่อตัวของเกาะออกไซด์ที่มีธาตุเหล็กสูงจุดสูงสุดของ Al ในสเปกตรัมยืนยันว่าการถ่ายโอนของสารจากคู่สัญญาไปยังตัวอย่างเกิดขึ้นที่ 10 N (รูปที่ 6c และตารางที่ 3) ในขณะที่ไม่ได้ถูกสังเกตที่ 3 N (ตารางที่ 2)การสึกหรอแบบสามส่วนเกิดจากอนุภาคการสึกหรอจากเกาะออกไซด์และแอนะล็อก ซึ่งการวิเคราะห์ EDX โดยละเอียดเผยให้เห็นการเคลื่อนย้ายวัสดุจากแอนะล็อก (รูปที่ S3 และตาราง S1 เพิ่มเติม)การพัฒนาเกาะออกไซด์นั้นสัมพันธ์กับหลุมลึกซึ่งพบได้ใน 3N (รูปที่ 5)การแตกร้าวและการแตกตัวของคาร์ไบด์ส่วนใหญ่เกิดขึ้นในคาร์ไบด์ที่มีความเข้มข้น 10 N Cr (รูปที่ 6e, f)นอกจากนี้ คาร์ไบด์ V สูงจะหลุดล่อนและสึกหรอในเมทริกซ์โดยรอบ ซึ่งทำให้เกิดการสึกหรอสามส่วนหลุมที่มีขนาดและรูปร่างใกล้เคียงกับของคาร์ไบด์ V สูง (เน้นด้วยวงกลมสีแดง) ก็ปรากฏในหน้าตัดของแทร็กด้วย (รูปที่ 6d) (ดูการวิเคราะห์ขนาดและรูปร่างของคาร์ไบด์ 3.1) บ่งชี้ว่า V สูง คาร์ไบด์ V สามารถหลุดออกจากเมทริกซ์ได้ที่ 10 N รูปร่างทรงกลมของคาร์ไบด์ V สูงมีส่วนทำให้เกิดแรงดึง ในขณะที่คาร์ไบด์ Cr สูงที่เกาะกลุ่มกันมีแนวโน้มที่จะแตกร้าว (รูปที่ 6e, f)พฤติกรรมความล้มเหลวนี้บ่งชี้ว่าเมทริกซ์เกินความสามารถในการทนต่อการเปลี่ยนรูปพลาสติกและโครงสร้างจุลภาคไม่ได้ให้แรงกระแทกที่เพียงพอที่ 10 N การแตกร้าวในแนวตั้งใต้พื้นผิว (รูปที่ 6d) บ่งบอกถึงความรุนแรงของการเสียรูปพลาสติกที่เกิดขึ้นระหว่างการเลื่อนเมื่อโหลดเพิ่มขึ้น จะมีการถ่ายโอนวัสดุจากรางที่สึกหรอไปยังลูกบอลอลูมินา (รูปที่ 6g) ซึ่งสามารถอยู่ในสถานะคงที่ที่ 10 N สาเหตุหลักที่ทำให้ค่า CoF ลดลง (รูปที่ 3)
โปรไฟล์พื้นผิว (a) และโฟโตไมโครกราฟ (b–f) ของภูมิประเทศพื้นผิวที่สึกหรอ (b–f) ของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูงที่ผ่านการบำบัดด้วย EBA ที่ 10 นิวตัน หน้าตัดของแทร็กการสึกหรอในโหมด BSE (d) และพื้นผิวกล้องจุลทรรศน์แบบออปติคอล ของอลูมินาทรงกลมที่ 10 N (g)
ในระหว่างการสึกหรอแบบเลื่อน พื้นผิวจะต้องเผชิญกับแรงกดอัดและแรงเฉือนที่เกิดจากแอนติบอดี ส่งผลให้เกิดการเสียรูปพลาสติกอย่างมีนัยสำคัญภายใต้พื้นผิวที่สึกหรอ34,48,49ดังนั้นการแข็งตัวของงานอาจเกิดขึ้นใต้พื้นผิวเนื่องจากการเสียรูปของพลาสติก ซึ่งส่งผลต่อกลไกการสึกหรอและการเสียรูปที่กำหนดพฤติกรรมการสึกหรอของวัสดุในการศึกษานี้ จึงมีการดำเนินการจัดทำแผนผังความแข็งหน้าตัด (ตามรายละเอียดในส่วน 2.4) เพื่อพิจารณาการพัฒนาโซนการเปลี่ยนรูปพลาสติก (PDZ) ใต้เส้นทางการสึกหรอตามฟังก์ชันของโหลดเนื่องจากดังที่กล่าวไว้ในส่วนก่อนหน้านี้ สัญญาณที่ชัดเจนของการเสียรูปพลาสติกถูกพบใต้ร่องรอยการสึกหรอ (รูปที่ 5d, 6d) โดยเฉพาะที่ 10 N
บนรูปรูปที่ 7 แสดงแผนภาพความแข็งหน้าตัดของเครื่องหมายการสึกหรอของ HCMSS ที่รับการรักษาด้วย ELP ที่ 3 N และ 10 N เป็นที่น่าสังเกตว่าค่าความแข็งเหล่านี้ถูกใช้เป็นดัชนีในการประเมินผลของการชุบแข็งงานการเปลี่ยนแปลงความแข็งด้านล่างเครื่องหมายการสึกหรอคือจาก 667 เป็น 672 HV ที่ 3 N (รูปที่ 7a) ซึ่งบ่งชี้ว่าการชุบแข็งชิ้นงานนั้นน้อยมากอาจเป็นไปได้ว่าเนื่องจากแผนที่ความแข็งระดับไมโครมีความละเอียดต่ำ (เช่น ระยะห่างระหว่างเครื่องหมาย) วิธีการวัดความแข็งที่ใช้จึงไม่สามารถตรวจจับการเปลี่ยนแปลงของความแข็งได้ในทางตรงกันข้าม โซน PDZ ที่มีค่าความแข็งตั้งแต่ 677 ถึง 686 HV ที่มีความลึกสูงสุด 118 µm และความยาว 488 µm ถูกสังเกตที่ 10 N (รูปที่ 7b) ซึ่งสัมพันธ์กับความกว้างของรอยการสึกหรอ ( รูปที่ 6a))ข้อมูลที่คล้ายกันเกี่ยวกับการเปลี่ยนแปลงขนาด PDZ พร้อมโหลดพบในการศึกษาการสึกหรอของ SS47 ที่รับการรักษาด้วย L-PBFผลการวิจัยพบว่าการมีอยู่ของออสเทนไนต์ที่คงอยู่ส่งผลต่อความเหนียวของเหล็กแปรรูปแบบเติมเนื้อที่ 3, 12, 50 และออสเทนไนต์ที่คงเหลือไว้จะเปลี่ยนเป็นมาร์เทนไซต์ในระหว่างการเปลี่ยนรูปพลาสติก (ผลกระทบจากพลาสติกของการเปลี่ยนเฟส) ซึ่งช่วยเพิ่มการแข็งตัวของงานเหล็กเหล็ก 51 เนื่องจากตัวอย่าง VCMSS มีออสเทนไนต์ที่คงอยู่ตามรูปแบบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ที่กล่าวถึงก่อนหน้านี้ (รูปที่ 2e) จึงแนะนำว่าออสเทนไนต์ที่คงอยู่ในโครงสร้างจุลภาคสามารถเปลี่ยนเป็นมาร์เทนไซต์ได้ในระหว่างการสัมผัส ซึ่งจะเป็นการเพิ่มความแข็งของ PDZ ( รูปที่ 7b)นอกจากนี้ การก่อตัวของการลื่นที่เกิดขึ้นบนเส้นทางการสึกหรอ (รูปที่ 5e, 6f) ยังบ่งชี้ถึงการเสียรูปพลาสติกที่เกิดจากการลื่นหลุดภายใต้การกระทำของความเค้นเฉือนที่หน้าสัมผัสการเลื่อนอย่างไรก็ตาม ความเครียดเฉือนที่เกิดขึ้นที่ 3 N นั้นไม่เพียงพอที่จะทำให้เกิดความหนาแน่นของการเคลื่อนที่สูง หรือการเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์ที่คงเหลือไปเป็นมาร์เทนไซต์ที่สังเกตได้โดยวิธีการที่ใช้ ดังนั้น การแข็งตัวของงานจึงสังเกตได้เพียง 10 N (รูปที่ 7b)
แผนภาพความแข็งหน้าตัดของรอยสึกหรอของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกคาร์บอนสูงภายใต้การตัดเฉือนด้วยกระแสไฟฟ้าที่ 3 N (a) และ 10 N (b)
การศึกษานี้แสดงพฤติกรรมการสึกหรอและลักษณะโครงสร้างจุลภาคของเหล็กกล้าไร้สนิมมาร์เทนซิติกชนิดคาร์บอนสูงชนิดใหม่ที่ได้รับการบำบัดด้วย ELRการทดสอบการสึกหรอแบบแห้งดำเนินการในการเลื่อนภายใต้โหลดต่างๆ และตรวจสอบตัวอย่างการสึกหรอโดยใช้กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอน เลเซอร์โปรไฟล์โลมิเตอร์ และแผนที่ความแข็งของหน้าตัดของรอยสึกหรอ
การวิเคราะห์โครงสร้างจุลภาคเผยให้เห็นการกระจายตัวที่สม่ำเสมอของคาร์ไบด์ซึ่งมีโครเมียม (~18.2% คาร์ไบด์) และวานาเดียมสูง (~4.3% คาร์ไบด์) ในเมทริกซ์ของมาร์เทนไซต์ และยังคงออสเทนไนต์ไว้ซึ่งมีความแข็งระดับไมโครค่อนข้างสูงกลไกการสึกหรอที่โดดเด่นคือการสึกหรอและออกซิเดชั่นที่โหลดต่ำ ในขณะที่การสึกหรอแบบสามส่วนที่เกิดจากคาร์ไบด์ high-V ที่ยืดออกและออกไซด์ของเกรนที่หลวมก็มีส่วนทำให้เกิดการสึกหรอที่โหลดที่เพิ่มขึ้นเช่นกันอัตราการสึกหรอดีกว่า L-PBF และสเตนเลสออสเทนนิติกกลึงทั่วไป และยังใกล้เคียงกับเหล็กกล้าเครื่องมือกลึง EBM ที่โหลดต่ำอีกด้วยค่า CoF จะลดลงตามภาระที่เพิ่มขึ้นเนื่องจากการถ่ายเทวัสดุไปยังวัตถุด้านตรงข้ามเมื่อใช้วิธีการแมปความแข็งแบบตัดขวาง โซนการเปลี่ยนรูปพลาสติกจะแสดงอยู่ใต้เครื่องหมายการสึกหรอการปรับแต่งเกรนที่เป็นไปได้และการเปลี่ยนเฟสในเมทริกซ์สามารถตรวจสอบเพิ่มเติมได้โดยใช้การเลี้ยวเบนของอิเล็กตรอนแบ็คสแคตเตอร์ เพื่อให้เข้าใจผลกระทบของการชุบแข็งงานได้ดียิ่งขึ้นความละเอียดต่ำของแผนที่ความแข็งระดับไมโครไม่อนุญาตให้มองเห็นความแข็งของโซนการสึกหรอที่โหลดที่ใช้ต่ำ ดังนั้นการเยื้องระดับนาโนจึงสามารถให้การเปลี่ยนแปลงที่มีความละเอียดสูงกว่าโดยใช้วิธีการเดียวกัน
การศึกษานี้นำเสนอการวิเคราะห์ที่ครอบคลุมเกี่ยวกับความต้านทานการสึกหรอและคุณสมบัติเสียดทานของสเตนเลสสตีลมาร์เทนซิติกที่มีคาร์บอนสูงชนิดใหม่ที่ได้รับการบำบัดด้วย ELR เป็นครั้งแรกเมื่อพิจารณาถึงความอิสระในการออกแบบทางเรขาคณิตของ AM และความเป็นไปได้ในการลดขั้นตอนการตัดเฉือนด้วย AM การวิจัยครั้งนี้สามารถปูทางสำหรับการผลิตวัสดุใหม่นี้และการใช้ในอุปกรณ์ที่เกี่ยวข้องกับการสึกหรอตั้งแต่เพลาไปจนถึงแม่พิมพ์ฉีดพลาสติกที่มีช่องระบายความร้อนที่ซับซ้อน
Bhat, BN วัสดุและการประยุกต์ด้านการบินและอวกาศ, ฉบับที่255 (สมาคมการบินและอวกาศแห่งอเมริกา, 2018)
บาจาจ พี. และคณะเหล็กในการผลิตแบบเติมเนื้อ: การทบทวนโครงสร้างจุลภาคและคุณสมบัติของเหล็กโรงเรียนเก่าวิทยาศาสตร์.โครงการ.772, (2020).
Felli, F. , Brotzu, A. , Vendittozzi, C. , Paolozzi, A. และ Passeggio, F. ความเสียหายต่อพื้นผิวการสึกหรอของส่วนประกอบการบินและอวกาศสแตนเลส EN 3358 ระหว่างการเลื่อนภราดรภาพ.เอ็ดอินทิเกรตสตรัท.23, 127–135 (2012)
เดบรอย, ที. และคณะการผลิตชิ้นส่วนโลหะแบบเติมเนื้อ – กระบวนการ โครงสร้าง และประสิทธิภาพการเขียนโปรแกรมโรงเรียนเก่าวิทยาศาสตร์.92, 112–224 (2018)
Herzog D., Sejda V., Vicisk E. และ Emmelmann S. การผลิตสารเติมแต่งโลหะ(2559)https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.07.019.
ASTM อินเตอร์เนชั่นแนลคำศัพท์มาตรฐานสำหรับเทคโนโลยีการผลิตแบบเติมเนื้อการผลิตที่รวดเร็วผู้ช่วยศาสตราจารย์.https://doi.org/10.1520/F2792-12A.2 (2013)
บาร์โทโลมิว เอฟ. และคณะคุณสมบัติทางกลและไตรโบโลยีของสแตนเลส 316L – การเปรียบเทียบการหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือก การอัดร้อน และการหล่อแบบธรรมดาเพิ่ม.ผู้ผลิต16, 81–89 (2017)
Bakhshwan, M. , Myant, KW, Reddichoff, T. , และ Pham, โครงสร้างจุลภาคของ MS การมีส่วนร่วมของกลไกการสึกหรอแบบเลื่อนแห้งของสเตนเลสสตีล 316L แบบเติมสารเติมแต่งและ Anisotropyโรงเรียนเก่าธ.ค.196, 109076 (2020)
Bogelein T., Drypondt SN, Pandey A., Dawson K. และ Tatlock GJ การตอบสนองทางกลและกลไกการเปลี่ยนรูปของโครงสร้างเหล็กที่ชุบแข็งด้วยการกระจายตัวของเหล็กออกไซด์ที่ได้จากการหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือกสรรนิตยสาร.87, 201–215 (2015)
Saeidi K. , Alvi S. , Lofay F. , Petkov VI และ Akhtar, F. ความแข็งแรงเชิงกลที่สูงขึ้นหลังจากการอบชุบด้วยความร้อนของ SLM 2507 ที่อุณหภูมิห้องและอุณหภูมิสูงขึ้น โดยได้รับความช่วยเหลือจากการตกตะกอนซิกมาแบบแข็ง/เหนียวโลหะ (บาเซิล)9 ต.ค. (2019).
Lashgari, HR, Kong, K., Adabifiroozjaei, E. และ Li, S. โครงสร้างจุลภาค ปฏิกิริยาหลังความร้อน และคุณสมบัติทางไทรโบโลยีของเหล็กกล้าไร้สนิม 17-4 PH ที่พิมพ์แบบ 3 มิติสวมหมายเลข 456–457, (2020)
Liu, Y., Tang, M., Hu, Q., Zhang, Y. และ Zhang, L. พฤติกรรมการทำให้หนาแน่น, วิวัฒนาการของโครงสร้างจุลภาค และคุณสมบัติทางกลของคอมโพสิตสแตนเลส TiC/AISI420 ที่ประดิษฐ์โดยการหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือกสรรโรงเรียนเก่าธ.ค.187, 1–13 (2020)
Zhao X. และคณะการประดิษฐ์และการกำหนดลักษณะเฉพาะของเหล็กกล้าไร้สนิม AISI 420 โดยใช้การหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือกสรรโรงเรียนเก่าผู้ผลิตกระบวนการ.30, 1283–1289 (2015)
Sun Y., Moroz A. และ Alrbey K. ลักษณะการสึกหรอแบบเลื่อนและพฤติกรรมการกัดกร่อนของการหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือกสรรของเหล็กกล้าไร้สนิม 316Lเจ. อัลมาเมเตอร์.โครงการ.ดำเนินการ23, 518–526 (2013)
ชิบาตะ เค และคณะแรงเสียดทานและการสึกหรอของเหล็กสเตนเลสชนิดผงภายใต้การหล่อลื่นด้วยน้ำมัน [J]ไทรไบโอลภายใน 104, 183–190 (2016)