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ASTM A240 304 316 ステンレス鋼の中厚板はカットしてカスタマイズすることができます中国の工場価格

材料グレード: 201/304/304l/316/316l/321/309s/310s/410/420/430/904l/2205/2507
タイプ:フェライト、オーステナイト、マルテンサイト、二相
技術: 冷間圧延および熱間圧延
認証: ISO9001、CE、SGS を毎年取得
サービス: サードパーティによるテスト
納期：10～15日以内、または数量を考慮して

ステンレス鋼は、最低 10.5 パーセントのクロム含有量を含む鉄合金です。クロムの含有により、鋼の表面に不動態化層と呼ばれる薄い酸化クロム膜が形成されます。この層は鋼の表面に腐食が発生するのを防ぎます。鋼中のクロムの量が多ければ多いほど、耐食性は高くなります。

鋼には、炭素、シリコン、マンガンなどの他の元素もさまざまな量で含まれています。耐食性 (ニッケル) や成形性 (モリブデン) を向上させるために、他の元素を添加することもできます。

約22.5体積％からなる高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼（HCMSS）の挙動クロム (Cr) とバナジウム (V) を多く含む % 炭化物を電子ビーム溶解 (EBM) によって固定しました。微細構造はマルテンサイト相と残留オーステナイト相で構成され、サブミクロンの高 V 炭化物とミクロンの高 Cr 炭化物が均一に分布し、硬度は比較的高くなります。CoF は、摩耗したトラックから対向するボディへの材料の移動により定常状態の負荷が増加すると、約 14.1% 減少します。同じ方法で処理されたマルテンサイト工具鋼と比較して、HCMSS の摩耗率は低い負荷荷重ではほぼ同じです。主な摩耗メカニズムは、摩耗による鋼マトリックスの除去とそれに続く摩耗痕跡の酸化であり、負荷が増加すると 3 成分の摩耗が発生します。断面硬度マッピングによって特定された摩耗痕の下の塑性変形領域。摩耗条件が増加すると発生する特定の現象は、炭化物の亀裂、高バナジウム炭化物の引き裂き、および金型の亀裂として説明されます。この研究は、HCMSS 積層造形の摩耗特性に光を当て、シャフトからプラスチック射出成形金型に至るまでの摩耗用途向けの EBM コンポーネントの製造への道を開く可能性があります。
ステンレス鋼 (SS) は、高い耐食性と適切な機械的特性により、航空宇宙、自動車、食品、その他多くの用途で広く使用されている多用途の鋼です1、2、3。高い耐食性は、HC に含まれるクロム含有量が高い (11.5 wt.% 以上) ためであり、表面にクロム含有量の高い酸化膜が形成されます 1。しかし、ほとんどのステンレス鋼グレードは炭素含有量が低いため、硬度と耐摩耗性が限られており、その結果、航空宇宙着陸コンポーネントなどの摩耗関連装置の耐用年数が短くなります4。通常、それらは低い硬度 (180 ～ 450 HV の範囲) を持ちますが、一部の熱処理マルテンサイト系ステンレス鋼のみが高い硬度 (最大 700 HV) と高い炭素含有量 (最大 1.2 wt%) を持ち、マルテンサイトの形成。1. つまり、炭素含有量が高いとマルテンサイト変態温度が低下し、完全なマルテンサイト微細構造の形成と高い冷却速度での耐摩耗性微細構造の獲得が可能になります。硬質相（炭化物など）を鋼マトリックスに追加して、金型の耐摩耗性をさらに向上させることができます。
積層造形 (AM) の導入により、望ましい組成、微細構造の特徴、および優れた機械的特性を備えた新しい材料を生産できます5、6。たとえば、最も商業化されている付加溶接プロセスの 1 つであるパウダー ベッド メルティング (PBF) では、レーザーや電子ビームなどの熱源を使用して粉末を溶解することにより、プレアロイされた粉末を堆積させ、厳密な形状の部品を形成します7。いくつかの研究では、積層機械加工されたステンレス鋼部品が従来の製造部品よりも優れた性能を発揮できることが示されています。たとえば、付加加工を施したオーステナイト系ステンレス鋼は、微細構造 (ホールペッチ関係) により優れた機械的特性を有することが示されています 3、8、9。AM 処理されたフェライト系ステンレス鋼の熱処理により、従来の対応物と同様の機械的特性を提供する追加の析出物が生成されます 3,10。添加剤処理により処理された高強度と硬度を備えた二相ステンレス鋼を採用しており、微細構造内のクロムに富む金属間化合物相により機械的特性が向上しています11。さらに、添加硬化マルテンサイト鋼および PH ステンレス鋼の機械的特性は、微細構造内の残留オーステナイトを制御し、機械加工および熱処理パラメータを最適化することによって得ることができます 3、12、13、14。
現在まで、AM オーステナイト系ステンレス鋼の摩擦学的特性は、他のステンレス鋼よりも注目されてきました。316L で処理された粉末層 (L-PBF) のレーザー溶融のトライボロジー挙動を AM 処理パラメーターの関数として研究しました。走査速度を下げるかレーザー出力を増やすことによって空隙率を最小限に抑えると、耐摩耗性が向上することが示されています 15、16。Li ら 17 は、さまざまなパラメータ (荷重、周波数、温度) の下で乾式滑り摩耗をテストし、室温摩耗が主な摩耗メカニズムである一方、滑り速度と温度の上昇により酸化が促進されることを示しました。結果として生じる酸化物層によりベアリングの動作が保証され、温度の上昇とともに摩擦が減少し、高温では摩耗率が増加します。他の研究では、L-PBF 処理された 316L マトリックスに TiC18、TiB219、および SiC20 粒子を添加すると、硬質粒子の体積分率が増加して緻密な加工硬化摩擦層が形成され、耐摩耗性が向上しました。L-PBF12 処理 PH 鋼および SS11 二相鋼でも保護酸化層が観察されており、後熱処理 12 によって残留オーステナイトを制限することで耐摩耗性を向上できることが示されています。ここに要約されているように、文献は主に 316L SS シリーズのトライボロジー性能に焦点を当てていますが、炭素含有量がはるかに高い一連のマルテンサイト系積層造形ステンレス鋼のトライボロジー性能に関するデータはほとんどありません。
電子ビーム溶解 (EBM) は、より高い温度とスキャン速度に達する能力により、高バナジウム炭化物やクロム炭化物などの耐火性炭化物で微細構造を形成できる L-PBF と同様の技術です 21、22。 ステンレスの EBM 加工に関する既存の文献鋼は主に、亀裂や細孔のない微細構造を取得し、機械的特性を改善するための最適な ELM 加工パラメータを決定することに焦点を当てており、同時に EBM 処理されたステンレス鋼のトライボロジー特性にも取り組んでいます。これまでのところ、ELR で処理された高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の摩耗メカニズムは限られた条件下で研究されており、研磨条件 (サンドペーパー試験)、乾燥条件、および泥浸食条件下で激しい塑性変形が発生することが報告されています 27。
この研究では、ELR で処理した高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の耐摩耗性と摩擦特性を、以下に説明する乾式滑り条件下で調査しました。まず、走査型電子顕微鏡 (SEM)、エネルギー分散型 X 線分光法 (EDX)、X 線回折、および画像解析を使用して、微細構造の特徴を特徴付けました。これらの方法で得られたデータは、さまざまな荷重下での乾式往復試験によるトライボロジー挙動の観察の基礎として使用され、最終的に摩耗表面の形態は SEM-EDX とレーザー形状測定器を使用して検査されます。摩耗率を定量化し、同様に処理したマルテンサイト工具鋼と比較しました。これは、この SS システムを、同じ種類の処理を施したより一般的に使用される摩耗システムと比較するための基礎を作成するために行われました。最後に、接触中に発生する塑性変形を明らかにする硬度マッピング アルゴリズムを使用して、摩耗経路の断面マップが表示されます。この研究のトライボロジー試験は、この新しい材料のトライボロジー特性をより深く理解するために実施されたものであり、特定の用途をシミュレートするためではないことに注意してください。この研究は、過酷な環境での使用が必要な摩耗用途向けの新しい添加剤製造マルテンサイト系ステンレス鋼の摩擦学的特性のより良い理解に貢献します。
ブランド名 Vibenite® 350 で ELR で処理された高炭素マルテンサイト ステンレス鋼 (HCMSS) のサンプルは、スウェーデンの VBN Components AB によって開発および供給されました。サンプルの公称化学組成: 1.9 C、20.0 Cr、1.0 Mo、4.0 V、73.1 Fe (重量%)。まず、得られた長方形試験片（42 mm × 22 mm × 7 mm）から、後熱処理を行わずに放電加工（EDM）を用いて乾式摺動試験片（40 mm × 20 mm × 5 mm）を作製した。次いで、サンプルを粒径２４０～２４００ＲのＳｉＣサンドペーパーで連続的に研削して、約０．１５μｍの表面粗さ（Ｒａ）を得た。さらに、公称化学組成が 1.5 C、4.0 Cr、2.5 Mo、2.5 W、4.0 V、85.5 Fe (wt. %) の EBM 処理高炭素マルテンサイト工具鋼 (HCMTS) の試験片 (商業的にはVibenite® 150) も同じ方法で調製されました。HCMTS には体積あたり 8% の炭化物が含まれており、HCMSS 摩耗率データを比較するためにのみ使用されます。
HCMSS の微細構造特性評価は、Oxford Instruments のエネルギー分散型 X 線 (EDX) XMax80 検出器を備えた SEM (FEI Quanta 250、米国) を使用して実行されました。3500 µm2 を含む 3 枚のランダムな顕微鏡写真を後方散乱電子 (BSE) モードで撮影し、画像解析 (ImageJ®)28 を使用して解析して面積分率 (つまり、体積分率)、サイズおよび形状を決定しました。観察された特徴的な形態により、面積分率は体積分率と同じであるとみなされました。さらに、炭化物の形状係数は、形状係数式 (Shfa) を使用して計算されます。
ここで、Ai は炭化物の面積 (μm2)、Pi は炭化物の周囲長 (μm)29 です。相を特定するために、X 線回折計 (LynxEye 1D ストリップ検出器を備えた Bruker D8 Discover) を使用し、Co-Kα 放射線 (λ = 1.79026 Å) を使用して粉末 X 線回折 (XRD) を実行しました。ステップ サイズ 0.02°、ステップ時間 2 秒で、35° ～ 130° の 2θ 範囲にわたってサンプルをスキャンします。XRD データは Diffract.EVA ソフトウェアを使用して分析され、2021 年に結晶学的データベースが更新されました。さらに、微小硬度を測定するためにビッカース硬度計 (Struers Durascan 80、オーストリア) が使用されました。ASTM E384-17 30 規格に従って、金属組織学的に調製したサンプルに、5 kgf で 10 秒間、0.35 mm 刻みで 30 個のプリントを作成しました。著者らは以前に、HCMTS31 の微細構造の特徴を特徴付けました。
ボールプレートトライボメータ (Bruker Universal Mechanical Tester Tribolab、米国) を使用して、乾式往復摩耗テストを実行しました。その構成については、別の場所で詳しく説明されています 31。試験パラメータは次のとおりです。規格 32 ASTM G133-05 に準拠、荷重 3 N、周波数 1 Hz、ストローク 3 mm、持続時間 1 時間。チェコ共和国の Redhill Precision から提供された、直径 10 mm、マクロ硬度約 1500 HV、表面粗さ (Ra) 約 0.05 μm の酸化アルミニウム ボール (Al2O3、精度クラス 28/ISO 3290) をカウンターウェイトとして使用しました。 。バランシングは、バランシングによって発生する可能性のある酸化の影響を防ぎ、厳しい摩耗条件下での試験片の摩耗メカニズムをよりよく理解するために選択されました。摩耗率データを既存の研究と比較するために、テストパラメータは参考文献8と同じであることに注意してください。さらに、他のテストパラメータを一定に保ちながら、より高い負荷でのトライボロジー性能を検証するために、10 N の荷重で一連の往復テストを実行しました。ヘルツによる初期接触圧力は、3 N および 10 N でそれぞれ 7.7 MPa および 11.5 MPa です。摩耗試験中、摩擦力は 45 Hz の周波数で記録され、平均摩擦係数 (CoF) が計算されました。各負荷について、周囲条件下で 3 つの測定が行われました。
摩耗軌跡は上記の SEM を使用して検査され、EMF 解析は Aztec Acquisition 摩耗表面解析ソフトウェアを使用して実行されました。光学顕微鏡 (Keyence VHX-5000、日本) を使用して、一対の立方体の磨耗した表面を検査しました。非接触レーザー プロファイラー (NanoFocus µScan、ドイツ) は、z 軸に沿って ±0.1 μm、x 軸と y 軸に沿って 5 μm の垂直解像度で摩耗マークをスキャンしました。摩耗痕表面プロファイル マップは、プロファイル測定から得られた x、y、z 座標を使用して Matlab® で作成されました。表面プロファイル マップから抽出されたいくつかの垂直摩耗パス プロファイルは、摩耗パス上の摩耗体積損失を計算するために使用されます。体積損失は、ワイヤプロファイルの平均断面積と摩耗痕跡の長さの積として計算され、この方法の追加の詳細は著者らによって以前に説明されています33。ここから、比摩耗量(k)は次の式で求められます。
ここで、V は摩耗による体積減少量（mm3）、W は負荷荷重（N）、L は滑り距離（mm）、k は比摩耗量（mm3/Nm）34 を表します。HCMTS の摩擦データと表面プロファイル マップは、HCMSS 摩耗率を比較するための補足資料 (補足図 S1 および図 S2) に含まれています。
この研究では、摩耗経路の断面硬度マップを使用して、摩耗ゾーンの塑性変形挙動 (つまり、接触圧力による加工硬化) を実証しました。研磨されたサンプルは、切断機 (Struers Accutom-5、オーストリア) の酸化アルミニウム切断ホイールを使用して切断され、サンプルの厚さに沿って 240 ～ 4000 P のグレードの SiC サンドペーパーで研磨されました。ASTM E348-17 に準拠した、0.1 mm の距離、0.5 kgf 10 秒での微小硬度測定。プリントは、表面から約 60 µm 下の 1.26 × 0.3 mm2 の長方形グリッド上に配置され (図 1)、他の場所で説明されているカスタム Matlab® コードを使用して硬度マップがレンダリングされました 35。さらに、摩耗領域の断面の微細構造をSEMを使用して調査しました。
断面の位置を示す摩耗痕の概略図 (a)、および断面で特定された痕跡を示す硬度マップの光学顕微鏡写真 (b)。
ELPで処理したHCMSSの微細構造は、マトリックスに囲まれた均質な炭化物ネットワークで構成されています（図2a、b）。EDX 分析により、灰色と暗色の炭化物はそれぞれクロムとバナジウムに富んだ炭化物であることがわかりました (表 1)。画像解析から計算すると、炭化物の体積分率は約 22.5% (高クロム炭化物が約 18.2%、高バナジウム炭化物が約 4.3%) であると推定されます。標準偏差を含む平均粒径は、V および Cr に富む炭化物の場合、それぞれ 0.64 ± 0.2 μm および 1.84 ± 0.4 μm です（図 2c、d）。高 V 炭化物は形状係数 (±SD) が約 0.88±0.03 で丸くなる傾向があります。これは、形状係数の値が 1 に近いほど丸い炭化物に相当するためです。対照的に、高クロム炭化物は完全な円形ではなく、形状係数は約 0.56 ± 0.01 であり、これは凝集によるものと考えられます。図2eに示すように、HCMSS X線パターン上でマルテンサイト（α、bcc）および残留オーステナイト（γ'、fcc）の回折ピークが検出されました。さらに、X 線パターンでは二次炭化物の存在が示されています。高クロム炭化物は、M3C2 および M23C6 タイプの炭化物として識別されています。文献データによると、VC炭化物の回折ピーク36、37、38が約43°および63°で記録され、VCピークがクロムに​​富む炭化物のM23C6ピークによってマスクされていることを示唆しています（図2e）。
EBL で処理した高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の微細構造 (a) 低倍率、(b) 高倍率。クロムとバナジウムが豊富な炭化物とステンレス鋼マトリックスを示しています (電子後方散乱モード)。クロムに富んだ炭化物 (c) とバナジウムに富んだ炭化物 (d) の粒度分布を示す棒グラフ。X 線パターンは、微細構造 (d) にマルテンサイト、残留オーステナイト、炭化物の存在を示しています。
平均微小硬度は 625.7 + 7.5 HV5 であり、熱処理なしで従来加工されたマルテンサイト系ステンレス鋼 (450 HV)1 と比較して比較的高い硬度を示します。高 V 炭化物と高 Cr 炭化物のナノインデンテーション硬さは、それぞれ 12 ～ 32.5 GPa39 と 13 ～ 22 GPa40 であると報告されています。したがって、ELP で処理された HCMSS の高い硬度は、炭化物ネットワークの形成を促進する高い炭素含有量によるものです。したがって、ELP で処理された HSMSS は、追加の後熱処理を行わなくても、良好な微細構造特性と硬度を示します。
3 N および 10 N でのサンプルの平均摩擦係数 (CoF) の曲線を図 3 に示します。最小および最大摩擦値の範囲は半透明の陰影でマークされています。各曲線は、慣らし運転段階と定常状態段階を示しています。ならし運転段階は 1.2 m で CoF (±SD) 0.41 ± 0.24.3 N で終了し、3.7 m で CoF 0.71 ± 0.16.10 N で終了し、その後、摩擦が停止して段階定常状態に入ります。すぐには変わりません。接触面積が小さく、初期塑性変形が粗いため、3N と 10N ではなじみ段階で摩擦力が急激に増加し、10N では摩擦力が大きくなり、滑り距離が長くなったことが考えられます。 3Nに比べて表面ダメージが大きいことが分かります。3 N および 10 N の場合、固定相の CoF 値はそれぞれ 0.78 ± 0.05 および 0.67 ± 0.01 です。CoF は 10 N で実質的に安定し、3 N で徐々に増加します。限られた文献では、低い負荷荷重でセラミック反応体と比較した L-PBF 処理ステンレス鋼の CoF は 0.5 ～ 0.728、20、42 の範囲にあります。この研究で測定されたCoF値とよく一致しています。定常状態での荷重の増加に伴う CoF の減少 (約 14.1%) は、磨耗した表面と対応する部品の間の界面で発生する表面劣化に起因すると考えられます。これについては、次のセクションで表面の分析を通じてさらに説明します。着用サンプル。
3 N および 10 N の滑り経路上で ELP で処理された VSMSS 試験片の摩擦係数、固定相が各曲線にマークされています。
HKMS (625.7 HV) の比摩耗量は、3 N および 10 N でそれぞれ 6.56 ± 0.33 × 10-6 mm3/Nm および 9.66 ± 0.37 × 10-6 mm3/Nm と推定されます (図 4)。したがって、荷重が増加すると摩耗率が増加します。これは、L-PBF および PH SS で処理されたオーステナイトに関する既存の研究とよく一致しています 17,43。同じトライボロジー条件下では、前のケースと同様に、3 N での摩耗率は、L-PBF (k = 3.50 ± 0.3 × 10–5 mm3/Nm、229 HV) で処理したオーステナイト系ステンレス鋼の摩耗率の約 5 分の 1 です。 。さらに、3 N での HCMSS の摩耗率は、従来の機械加工されたオーステナイト系ステンレス鋼よりも大幅に低く、特に高等方性プレス鋼よりも高かった（k = 4.20 ± 0.3 × 10–5 mm3）。/Nm、176 HV）および鋳造（k = 4.70 ± 0.3 × 10–5 mm3/Nm、156 HV）機械加工オーステナイト系ステンレス鋼、それぞれ 8。これらの文献研究と比較すると、HCMSS の耐摩耗性の向上は、炭素含有量が高く、形成された炭化物ネットワークにより従来の付加加工オーステナイト系ステンレス鋼よりも高い硬度が得られるためであると考えられます。HCMSS 試験片の摩耗率をさらに研究するために、同様に機械加工された高炭素マルテンサイト工具鋼 (HCMTS) 試験片 (硬度 790 HV) を同様の条件 (3 N および 10 N) で比較試験しました。補足資料は、HCMTS 表面プロファイル マップ (補足図 S2) です。HCMSSの摩耗量（k = 6.56 ± 0.34 × 10−6 mm3/Nm）は、HCMTSの3 N（k = 6.65 ± 0.68 × 10−6 mm3/Nm）とほぼ同等であり、耐摩耗性に優れています。 。これらの特性は主に HCMSS の微細構造特性 (つまり、セクション 3.1 で説明したように、マトリックス中の炭化物含有量、サイズ、形状、および炭化物粒子の分布が高いこと) に起因します。以前に報告されたように 31,44 、炭化物含有量は摩耗傷の幅と深さ、および微小摩耗のメカニズムに影響を与えます。ただし、炭化物の含有量は 10 N でダイを保護するには不十分であり、摩耗が増加します。次のセクションでは、摩耗表面の形態とトポグラフィーを使用して、HCMSS の摩耗速度に影響を与える根本的な摩耗と変形のメカニズムを説明します。10 N では、VCMSS (k = 9.66 ± 0.37 × 10–6 mm3/Nm) の摩耗率は VKMTS (k = 5.45 ± 0.69 × 10–6 mm3/Nm) の摩耗率よりも高くなります。それどころか、これらの摩耗率は依然として非常に高く、同様の試験条件下では、クロムおよびステライトをベースとしたコーティングの摩耗率は HCMSS45、46 の摩耗率よりも低いです。最後に、アルミナの硬度が高い (1500 HV) ため、嵌合摩耗率は無視できるほどであり、試験片からアルミニウム ボールへの材料の転移の兆候が見つかりました。
高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼 (HMCSS) の ELR 加工、高炭素マルテンサイト工具鋼 (HCMTS) および L-PBF の ELR 加工、さまざまな用途におけるオーステナイト系ステンレス鋼 (316LSS) の鋳造および高等方性プレス (HIP) 加工における特有の摩耗速度が読み込まれます。散布図は、測定値の標準偏差を示します。オーステナイト系ステンレス鋼のデータは 8 から取得されます。
クロムやステライトなどの硬化表面処理は、付加加工された合金システムよりも優れた耐摩耗性を提供できますが、付加加工は (1) 特にさまざまな密度の材料の微細構造を改善できます。端部の操作。(3) 統合された流体動圧軸受などの新しい表面トポロジーの作成。さらに、AM は幾何学的設計の柔軟性を提供します。現在の文献が非常に限られている EBM を使用して、これらの新しく開発された金属合金の摩耗特性を解明することが重要であるため、この研究は特に新規で重要です。
摩耗表面の形態と3Nでの摩耗サンプルの形態を図に示します。ここで、主な摩耗メカニズムは摩耗とそれに続く酸化です。まず、鋼基板を塑性変形させた後、除去して、表面プロファイルに示すように深さ 1 ～ 3 µm の溝を形成します (図 5a)。連続的な滑りによって発生する摩擦熱により、除去された材料はトライボロジーシステムの界面に残り、高クロムおよびバナジウム炭化物を取り囲む高酸化鉄の小さな島からなるトライボロジー層を形成します（図5bおよび表2）。）、L-PBF15、17で処理されたオーステナイト系ステンレス鋼についても報告されています。図上。5c は、摩耗痕の中心で激しい酸化が起こっていることを示しています。したがって、摩擦層の形成は、摩擦層（つまり、酸化物層）の破壊（図5f）によって促進されるか、または材料の除去が微細構造内の弱い領域で発生し、それによって材料の除去が加速されます。どちらの場合も、摩擦層の破壊は界面での摩耗生成物の形成につながり、これが定常状態の 3N で CoF が増加する傾向の理由である可能性があります (図 3)。さらに、摩耗痕跡には酸化物と遊離摩耗粒子によって引き起こされる 3 つの部分からなる摩耗の兆候があり、最終的には基板上に微小な傷が形成されます (図 5b、e)9、12、47。
3 N で ELP 処理した高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の摩耗表面形態の表面プロファイル (a) および顕微鏡写真 (b ～ f)、BSE モードでの摩耗痕の断面図 (d) および摩耗の光学顕微鏡写真3 N (g) のアルミナ球の表面。
鋼基板上に形成されたスリップバンドは、摩耗による塑性変形を示しています（図5e）。L-PBF で処理した SS47 オーステナイト鋼の摩耗挙動の研究でも同様の結果が得られました。バナジウムに富む炭化物の再配向は、滑り中の鋼マトリックスの塑性変形も示しています（図5e）。摩耗痕の断面の顕微鏡写真には、微小亀裂に囲まれた小さな丸いピットの存在が示されています（図5d）。これは、表面近くの過度の塑性変形によるものと考えられます。酸化アルミニウム球への物質の移動は制限されていましたが、球は無傷のままでした（図5g）。
表面トポグラフィーマップ（図6a）に示されているように、サンプルの摩耗の幅と深さは、荷重（10 Nで）の増加とともに増加しました。摩耗と酸化が依然として主要な摩耗メカニズムであり、摩耗トラック上の微小な引っかき傷の数の増加は、10 N でも 3 部摩耗が発生することを示しています (図 6b)。EDX 分析により、鉄に富む酸化物アイランドの形成が示されました。スペクトル内の Al ピークにより、取引相手からサンプルへの物質の移動が 10 N で発生したことが確認されました (図 6c および表 3)。一方、3 N では観察されませんでした (表 2)。三体摩耗は、酸化物島および類似体からの摩耗粒子によって引き起こされ、詳細な EDX 分析により類似体からの材料キャリーオーバーが明らかになりました (補足図 S3 および表 S1)。酸化物アイランドの発達は深いピットと関連しており、これは 3N でも観察されます (図 5)。炭化物の亀裂と断片化は、主に 10 N Cr が豊富な炭化物で発生します (図 6e、f)。さらに、高 V 炭化物は剥離して周囲のマトリックスを摩耗させ、それが三部摩耗を引き起こします。高 V 炭化物と同様のサイズと形状のピット (赤丸で強調表示) もトラックの断面に現れました (図 6d) (炭化物のサイズと形状の分析を参照。3.1)。炭化物 V は 10 N でマトリックスから剥離する可能性があります。高 V 炭化物の丸い形状は引っ張り効果に寄与しますが、凝集した高 Cr 炭化物は亀裂を生じやすいです (図 6e、f)。この破損挙動は、マトリックスが塑性変形に耐える能力を超えており、微細構造が 10 N で十分な衝撃強度を提供していないことを示しています。表面下の垂直亀裂 (図 6d) は、滑り中に発生する塑性変形の強度を示しています。荷重が増加すると、磨耗したトラックからアルミナボールへの材料の移動が起こります（図6g）。これは10 Nで定常状態になる可能性があります。これがCoF値の減少の主な理由です（図3）。
10 NでEBA処理した高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の摩耗表面トポグラフィー（b〜f）の表面プロファイル（a）および顕微鏡写真（b〜f）、BSEモードでの摩耗跡断面図（d）および光学顕微鏡表面10 N (g) でのアルミナ球の重量。
滑り摩耗中に、表面は抗体によって引き起こされる圧縮応力およびせん断応力にさらされ、その結果、摩耗した表面の下に重大な塑性変形が生じます34、48、49。したがって、塑性変形により表面下で加工硬化が発生し、材料の摩耗挙動を決定する摩耗および変形メカニズムに影響を与える可能性があります。したがって、この研究では、荷重の関数として摩耗経路の下の塑性変形ゾーン (PDZ) の発達を決定するために、断面硬度マッピング (セクション 2.4 で詳述) が実行されました。前のセクションで述べたように、特に 10 N で、摩耗痕跡の下に明らかな塑性変形の兆候が観察されました (図 5d、6d)。
図上。図7に3Nと10NでELP処理したHCMSSの摩耗痕の断面硬さ図を示します。なお、これらの硬さの値は加工硬化の影響を評価する指標として使用されました。摩耗痕の下の硬度の変化は 3 N で 667 から 672 HV であり (図 7a)、加工硬化が無視できることを示しています。おそらく、微小硬度マップ (つまりマーク間の距離) の解像度が低いため、適用された硬度測定方法では硬度の変化を検出できなかったと考えられます。反対に、硬度値677から686 HV、最大深さ118μm、長さ488μmのPDZゾーンが10Nで観察されました（図7b）。これは摩耗痕跡の幅と相関しています（図7b）。図6a))。荷重による PDZ サイズの変化に関する同様のデータが、L-PBF で処理された SS47 の摩耗研究で見つかりました。結果は、残留オーステナイトの存在が積層造形鋼 3、12、50 の延性に影響を及ぼし、残留オーステナイトが塑性変形中にマルテンサイトに変態し (相変態の塑性効果)、鋼の加工硬化を促進することを示しています。鋼51。前述したX線回折パターン（図2e）によれば、VCMSSサンプルには残留オーステナイトが含まれていたため、微細構造内の残留オーステナイトが接触中にマルテンサイトに変態し、それによってPDZの硬度が増加する可能性があることが示唆されました（図7b)。さらに、摩耗軌跡上で発生する滑りの形成（図5e、6f）も、滑り接触時のせん断応力の作用下での転位滑りによって引き起こされる塑性変形を示しています。ただし、3 Nで誘発されたせん断応力は、使用した方法で観察される高い転位密度または残留オーステナイトのマルテンサイトへの変態を生成するには不十分であったため、加工硬化は10 Nでのみ観察されました（図7b）。
高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼を3N（a）、10N（b）で放電加工した摩耗痕の断面硬さ図。
この研究は、ELR で処理された新しい高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の摩耗挙動と微細構造特性を示します。乾式摩耗試験は、さまざまな荷重下での滑りで実行され、電子顕微鏡、レーザー表面形状計、および摩耗跡の断面の硬度マップを使用して摩耗サンプルが検査されました。
微細構造分析により、マルテンサイトのマトリックス中にクロム (炭化物約 18.2%) とバナジウム (炭化物約 4.3%) を多く含む炭化物が均一に分布しており、比較的高い微小硬度を備えていることが明らかになりました。主な摩耗メカニズムは、低負荷では摩耗と酸化ですが、伸びた高 V 炭化物と緩い結晶粒酸化物によって引き起こされる三体摩耗も、負荷が増加すると摩耗に寄与します。摩耗率は、L-PBF および従来の機械加工されたオーステナイト系ステンレス鋼よりも優れており、低荷重では EBM 機械加工工具鋼の摩耗率と同等です。CoF 値は、反対側のボディへの材料の移動により負荷が増加すると減少します。断面硬度マッピング法を使用すると、摩耗マークの下に塑性変形ゾーンが表示されます。電子後方散乱回折を使用して、マトリックスの結晶粒微細化と相転移の可能性をさらに調査し、加工硬化の影響をよりよく理解できます。微小硬度マップの解像度が低いため、低い負荷での摩耗ゾーンの硬度を視覚化することはできません。そのため、ナノインデンテーションは、同じ方法を使用してより高い解像度の硬度変化を提供できます。
この研究は、ELR で処理された新しい高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の耐摩耗性と摩擦特性の包括的な分析を初めて示しています。AM の幾何学的設計の自由度と、AM による機械加工ステップの削減の可能性を考慮すると、この研究は、この新しい材料の製造と、シャフトから複雑な冷却チャネルを備えたプラスチック射出成形金型に至るまでの摩耗関連デバイスでの使用への道を開く可能性があります。
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