工程科学学报，第41卷，第7期：906-913,2019年7月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.7:906-913,July 2019 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.009;htp:/journals.usth.edu.cm 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 白植雄，左鹏鹏，计杰，吴晓春四 上海大学材料科学与工程学院，上海200072 区通信作者，E-mail:wuxiaochun@t.shu.cdu.cn 摘要采用高温摩擦磨损试验机研究了HTCS-130和DAC55两种热作模具钢在100~700℃范围内的耐磨性差异及磨损机 制，并结合X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、光学轮廓仪等手段对表面相组成、磨损表面、截面形貌等进行分析. 结果表明：两种钢的磨损率均在100~700℃范围内呈现先增后减的趋势：其磨损机制表现为在100℃和300℃分别发生黏着 磨损和黏着-轻微氧化磨损：500℃时磨损机制转变为单一氧化磨损，磨损表面氧化层由F0,Fe,O,和Fe,0,组成，亚表面发生 轻微软化并出现塑性变形层：700℃时磨损进入严重氧化磨损阶段，氧化物数量急剧增多，同时由于马氏体基体回复导致材料 出现严重软化，磨损表面形成连续的氧化层.HTCS-130钢优异的热稳定性能使得基体具有较高硬度和更窄的摩擦软化区，能 够更好地支撑氧化层，从而在700℃下比DAC55钢更耐磨. 关键词热作模具钢：高温摩擦磨损：磨损机制：氧化层：热稳定性能 分类号TG142.1·2 High temperature friction and wear properties of two hot work die steels BAI Zhi-xiong,ZUO Peng-peng,II Jie,WU Xiao-chun School of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China XCorresponding author,E-mail:wuxiaochun@t.shu.edu.cn ABSTRACT Owing to work at high temperature and high loadings,hot work die steels wear easily,and are especially susceptible to high temperature oxidative wear.Under severe oxidative wear conditions,the wear rate is high,which may lead to premature wear fail- ure of the dies.Therefore,severe oxidative wear should be limited or avoided during the service life of hot work die steels.For service materials,wear resistance is affected by temperature,load,time on the oxide type,plastic deformation,and debris morphology of the surface and sub-surface.Pioneering researchers tended to focus on the influences of temperature,load,and time on wear resistance, and little is known about the wear mechanism of different materials.In this work,the wear mechanism and resistance differences be- tween two hot work die steels,HTCS-130 and DAC55,were studied at temperatures of 100-700 C,using a high temperature friction and wear tester.Surface phase composition,worn surface and cross-section morphology were analyzed by white-light interferometer, scanning electron microscope (SEM),and X-ray diffraction (XRD).The results show that the wear rates of the two steels both in- crease at first and then decrease at temperatures of 100-700C.The wear mechanisms of both steels appeared as adhesive wear at 100 C and adhesive-oxidative wear at 300C.Then,the wear mechanism changed into oxidative wear at 500 C and an oxide layer compri- sing Fe0,Fe2O3,and Fe,0 was observed on the worn surface.Meanwhile,the subsurface started to soften slightly and a plastically deformed layer appeared.Subsequently,severe oxidative wear occurred at 700C and the number of oxides had sharply increased.The materials were severely softened owing to the recovery of the martensite matrix.Meanwhile,a continuous oxide layer formed on the worn surface.Due to the excellent thermal stability of HTCS-130 steel,the high hardness and narrow softened zone of matrix could better support the oxide layer.Therefore,HTCS-130 steel shows better wear resistance than DAC55 steel at 700C. 收稿日期：2018-06-26 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300400,2016YFB0300402)
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期:906鄄鄄913,2019 年 7 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 7: 906鄄鄄913, July 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 07. 009; http: / / journals. ustb. edu. cn 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 白植雄, 左鹏鹏, 计 杰, 吴晓春苣 上海大学材料科学与工程学院, 上海 200072 苣通信作者, E鄄mail: wuxiaochun@ t. shu. edu. cn 摘 要 采用高温摩擦磨损试验机研究了 HTCS鄄鄄130 和 DAC55 两种热作模具钢在 100 ~ 700 益范围内的耐磨性差异及磨损机 制,并结合 X 射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、光学轮廓仪等手段对表面相组成、磨损表面、截面形貌等进行分析. 结果表明:两种钢的磨损率均在 100 ~ 700 益范围内呈现先增后减的趋势;其磨损机制表现为在 100 益 和 300 益 分别发生黏着 磨损和黏着鄄鄄轻微氧化磨损;500 益时磨损机制转变为单一氧化磨损,磨损表面氧化层由 FeO、Fe2O3和 Fe3O4组成,亚表面发生 轻微软化并出现塑性变形层;700 益时磨损进入严重氧化磨损阶段,氧化物数量急剧增多,同时由于马氏体基体回复导致材料 出现严重软化,磨损表面形成连续的氧化层. HTCS鄄鄄130 钢优异的热稳定性能使得基体具有较高硬度和更窄的摩擦软化区,能 够更好地支撑氧化层,从而在 700 益下比 DAC55 钢更耐磨. 关键词 热作模具钢; 高温摩擦磨损; 磨损机制; 氧化层; 热稳定性能 分类号 TG142郾 1 + 2 收稿日期: 2018鄄鄄06鄄鄄26 基金项目: 国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300400, 2016YFB0300402) High temperature friction and wear properties of two hot work die steels BAI Zhi鄄xiong, ZUO Peng鄄peng, JI Jie, WU Xiao鄄chun 苣 School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China 苣Corresponding author, E鄄mail: wuxiaochun@ t. shu. edu. cn ABSTRACT Owing to work at high temperature and high loadings, hot work die steels wear easily, and are especially susceptible to high temperature oxidative wear. Under severe oxidative wear conditions, the wear rate is high, which may lead to premature wear fail鄄 ure of the dies. Therefore, severe oxidative wear should be limited or avoided during the service life of hot work die steels. For service materials, wear resistance is affected by temperature, load, time on the oxide type, plastic deformation, and debris morphology of the surface and sub鄄surface. Pioneering researchers tended to focus on the influences of temperature, load, and time on wear resistance, and little is known about the wear mechanism of different materials. In this work, the wear mechanism and resistance differences be鄄 tween two hot work die steels, HTCS鄄鄄130 and DAC55, were studied at temperatures of 100鄄鄄700 益 , using a high temperature friction and wear tester. Surface phase composition, worn surface and cross鄄section morphology were analyzed by white鄄light interferometer, scanning electron microscope (SEM), and X鄄ray diffraction (XRD). The results show that the wear rates of the two steels both in鄄 crease at first and then decrease at temperatures of 100鄄鄄700 益 . The wear mechanisms of both steels appeared as adhesive wear at 100 益 and adhesive鄄oxidative wear at 300 益 . Then, the wear mechanism changed into oxidative wear at 500 益 and an oxide layer compri鄄 sing FeO, Fe2O3 , and Fe3O4 was observed on the worn surface. Meanwhile, the subsurface started to soften slightly and a plastically deformed layer appeared. Subsequently, severe oxidative wear occurred at 700 益 and the number of oxides had sharply increased. The materials were severely softened owing to the recovery of the martensite matrix. Meanwhile, a continuous oxide layer formed on the worn surface. Due to the excellent thermal stability of HTCS鄄鄄130 steel, the high hardness and narrow softened zone of matrix could better support the oxide layer. Therefore, HTCS鄄鄄130 steel shows better wear resistance than DAC55 steel at 700 益
白植雄等：两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 .907。 KEY WORDS hot work die steel;high temperature wear;wear mechanism;oxide layer;thermal stability 随着模具行业的飞速发展，热作模具钢材料的 当温度超过570℃时还会生成F0.但随着温 高温摩擦磨损性能受到越来越多的关注.热作模具 度升高，基体与氧化层结合力降低，使得氧化层容 钢的服役温度可达到500~700℃，同时承受较大的 易发生剥落，导致氧化层不能起到减磨作用】，因 机械载荷，磨损失效已经成为其主要失效形式之 此，在高温摩擦磨损中氧化磨损是一种主要的磨 一).此外，在热冲压模具钢服役过程中，模具型 损机制. 腔表面与高强钢板直接接触，模具与板材发生相对 本试验选取国外优质热作模具钢DAC55钢和 运动，接触面处的摩擦力导致模具极易发生磨 HTCS-130钢作为研究对象，两种材料均为市场上 损4).因此，热作模具钢的高温耐磨性能对服役寿 常见的热作模具钢，对比研究两种材料在不同的温 命有着重要影响. 度下的耐磨性能，分析不同温度下的磨损机理，对热 由于高温摩擦磨损过程十分复杂，其中不仅涉 作模具钢磨损寿命预测和合金化设计具有重要 及磨损形式变化，还涉及表面氧化层的形成和扩散、 意义 回火软化、微观组织演变等诸多问题，所以国内外的 1试验材料及方法 学者对于高温摩擦磨损进行了大量的研究.Stot 等[)提出了磨损过程中氧化物生成的模型.李类 1.1试验材料及制备 等〔6)发现模具钢在摩擦过程中，合金元素发生定向 两种材料原始状态均为退火态，其化学成分 扩散，氧化物层与基体交界面会形成碳化物层，从而 如表1所示.为了能够客观评价两种材料的耐磨 提高材料的耐磨性.Wang等[门研究发现随着载荷 性能，将两种试验钢通过不同的热处理工艺硬度 的增加，氧化磨损从轻微氧化磨损向严重氧化磨损 均调整至50~51HRC,HTCS-130钢热处理工艺 转变.在磨损过程中，金属氧化物层的形成避免了 为1080℃奥氏体化30min后油冷，再经560、580 金属与金属的附着，能使磨损率降低.有研究发现 和600℃回火2h,DAC55钢则采用1030℃奥氏体 氧化物的结构与类型不仅取决于载荷、滑动速度、环 化30min后油冷，再经560℃回火2h,回火次数为 境温度还取决于材料的成分[8-1].钢铁材料在高温 两次.图1为HTCS-130钢和DAC55钢淬回火组 干摩擦条件下生成的氧化物主要为Fe2O3和Fe3O4, 织形貌图 表1HTCS-130钢和DAC55钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of HTCS-130 steel and DAC55 steel % 钢号 C Si Mn Cr Mo Ni W Co Fe HT℃S-130 0.31 0.04 0.05 3.70 1.88 余量 DAC55 0.35 0.21 0.53 5.06 2.41 0.61 0.77 0.65 余量 I um I um 图1试验钢回火组织图.(a)HTCS-130钢：(b)DAC55钢 Fig.1 Micrographs of tested steel after tempering:(a)HTCS-130 steel;(b)DAC55 steel 1.2试验方法 干摩擦，试验环境为大气环境，环境温度分别为 摩擦磨损试验在BRUNKER UMT-3型球-盘线 100、300、500和700℃，载荷为20N,对磨时间为60 性往复式高温摩擦磨损试验机上进行，摩擦方式为 min,滑移行程为10mm,频率为5Hz,总滑移路程为
白植雄等: 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 KEY WORDS hot work die steel; high temperature wear; wear mechanism; oxide layer; thermal stability 随着模具行业的飞速发展,热作模具钢材料的 高温摩擦磨损性能受到越来越多的关注. 热作模具 钢的服役温度可达到 500 ~ 700 益 ,同时承受较大的 机械载荷,磨损失效已经成为其主要失效形式之 一[1鄄鄄3] . 此外,在热冲压模具钢服役过程中,模具型 腔表面与高强钢板直接接触,模具与板材发生相对 运动,接触面处的摩擦力导致模具极易发生磨 损[4] . 因此,热作模具钢的高温耐磨性能对服役寿 命有着重要影响. 由于高温摩擦磨损过程十分复杂,其中不仅涉 及磨损形式变化,还涉及表面氧化层的形成和扩散、 回火软化、微观组织演变等诸多问题,所以国内外的 学者对于高温摩擦磨损进行了大量的研究. Stott 等[5]提出了磨损过程中氧化物生成的模型. 李爽 等[6]发现模具钢在摩擦过程中,合金元素发生定向 扩散,氧化物层与基体交界面会形成碳化物层,从而 提高材料的耐磨性. Wang 等[7] 研究发现随着载荷 的增加,氧化磨损从轻微氧化磨损向严重氧化磨损 转变. 在磨损过程中,金属氧化物层的形成避免了 金属与金属的附着,能使磨损率降低. 有研究发现 氧化物的结构与类型不仅取决于载荷、滑动速度、环 境温度还取决于材料的成分[8鄄鄄10] . 钢铁材料在高温 干摩擦条件下生成的氧化物主要为 Fe2O3和 Fe3O4 , 当温度超过 570 益 时还会生成 FeO [11] . 但随着温 度升高,基体与氧化层结合力降低,使得氧化层容 易发生剥落,导致氧化层不能起到减磨作用[12] ,因 此,在高温摩擦磨损中氧化磨损是一种主要的磨 损机制. 本试验选取国外优质热作模具钢 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢作为研究对象,两种材料均为市场上 常见的热作模具钢,对比研究两种材料在不同的温 度下的耐磨性能,分析不同温度下的磨损机理,对热 作模具钢磨损寿命预测和合金化设计具有重要 意义. 1 试验材料及方法 1郾 1 试验材料及制备 两种材料原始状态均为退火态,其化学成分 如表 1 所示. 为了能够客观评价两种材料的耐磨 性能,将两种试验钢通过不同的热处理工艺硬度 均调整至 50 ~ 51 HRC,HTCS鄄鄄 130 钢热处理工艺 为 1080 益 奥氏体化 30 min 后油冷,再经 560、580 和 600 益 回火 2 h,DAC55 钢则采用 1030 益 奥氏体 化 30 min 后油冷,再经 560 益 回火 2 h,回火次数为 两次. 图 1 为 HTCS鄄鄄130 钢和 DAC55 钢淬回火组 织形貌图. 表 1 HTCS鄄鄄130 钢和 DAC55 钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of HTCS鄄鄄130 steel and DAC55 steel % 钢号 C Si Mn Cr Mo Ni V W Co Fe HTCS鄄鄄130 0郾 31 0郾 04 0郾 05 — 3郾 70 — — 1郾 88 — 余量 DAC55 0郾 35 0郾 21 0郾 53 5郾 06 2郾 41 0郾 61 0郾 77 — 0郾 65 余量 图 1 试验钢回火组织图. (a)HTCS鄄鄄130 钢;(b)DAC55 钢 Fig. 1 Micrographs of tested steel after tempering: (a) HTCS鄄鄄130 steel; (b) DAC55 steel 1郾 2 试验方法 摩擦磨损试验在 BRUNKER UMT鄄鄄3 型球鄄鄄盘线 性往复式高温摩擦磨损试验机上进行,摩擦方式为 干摩擦,试验环境为大气环境,环境温度分别为 100、300、500 和 700 益 ,载荷为 20 N,对磨时间为 60 min,滑移行程为 10 mm,频率为 5 Hz,总滑移路程为 ·907·
·908· 工程科学学报，第41卷，第7期 360m,并通过传感器系统和数据分析系统得出不同 验温度为600℃，试样尺寸为15mm×15mm×15 条件下的摩擦系数.试样尺寸为l0mm×10mm× mm,保温时间分别为4、8、12、16,20和24h.试样硬 36mm,摩擦面为10mm×36mm,摩擦副为SiC陶瓷 度采用69-1布洛维硬度计并按照《GB/T230金属 球，直径为9.5mm,硬度为HV2800,SiC陶瓷球高 材料洛氏硬度试验》标准测量. 温下具有良好的热稳定性能，不易发生变形和剥落 试验前将试样摩擦面磨光，并用酒精清洗，同时为保 2结果与讨论 证实验的可靠性，在同一条件下分别测试了三个 2.1磨损表面形貌及磨损机理 试样 图2是在不同温度下DAC55钢和HTCS-130 采用Contour GT-K型光学轮廓仪对磨损表面 钢的磨损表面形貌.试验温度为100℃时，HTCS- 的磨损体积进行测量，再通过公式W.=V/(p×d) 130钢的磨损表面呈现出黏着痕迹，为典型的黏着 计算磨损率，式中V为磨损体积，p为载荷，d为总滑 磨损特征，经能谱仪(EDS)分析可知，如图3所示， 行距离，从而衡量材料的耐磨性能.借助Zeiss Su- 附着物主要为剥落的SiC和氧化物颗粒.当SiC陶 pra-40型场发射高分辨扫描电子显微镜对材料的 瓷球和摩擦表面接触时，接触首先发生在表面微凸 显微组织、磨痕表面形貌和磨痕截面组织进行表征. 体上，在高速往复滑动作用下，基体局部表面出现塑 采用D/MAX2500型X射线衍射仪(XRD)对高温摩 性变形，同时摩擦力引起的剪切力反复作用将导致 擦磨损后试样的物相进行判定，测量范围为20°~ 微凸体发生疲劳剥落，出现材料迁移现象1]，磨损 80°，扫描速度为4°·min-1,电流为250mA,电压为 以接触一塑性变形一黏着一剥落一转移一再黏着循 40kV.采用UM-3型显微硬度计测量截面的显微硬 环进行.DAC55钢磨损表面生成摩擦氧化物，在载 度分布，加载力为4.9N,保压时间为10s 荷作用下摩擦氧化物附着于磨损表面形成一层极薄 热稳定性试验在S2-5-12型箱式炉中进行，试 的摩擦氧化物层. b c 落碎片 疲劳裂纹 落碎片 落区域 分层 餐擦氧化物层 滑移方向 滑移方向。 滑移方向 20μm 20 um 204m (e) 疲劳裂纹 附着物 附着物 氧化物碎片 滑移方向 滑移方向 滑移方向 20μm 204m 20m g 裂纹， 剥落碎片 被劳剥落区 分层 利落区域 滑移方向 滑移方向 20m 20画m 图2DAC55钢和HTCS-130钢磨损后表面形貌.(a)100℃，DAC55:(b)300℃，DAC55:(c)500℃，DAC55:(d)700℃，DAC55:(e)100℃， HTCS-130:(f)300℃，HT℃S-130:(g)500℃，HTCS-130:(h)700℃，HTCS-130 Fig.2 Surface morphology of DAC55 steel and HTCS-130 steel after wear:(a)100℃，DAC55;(b)300℃，DAC55:(c)500℃，DAC55;(d) 700℃，DAC55:(e)100℃，HTCS-130:(f)300℃，HTCS-130:(g)500℃，HTCS-130:(h)700℃，HTCS-130
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期 360 m,并通过传感器系统和数据分析系统得出不同 条件下的摩擦系数. 试样尺寸为 10 mm 伊 10 mm 伊 36 mm,摩擦面为 10 mm 伊 36 mm,摩擦副为 SiC 陶瓷 球,直径为 准9郾 5 mm,硬度为 HV 2800,SiC 陶瓷球高 温下具有良好的热稳定性能,不易发生变形和剥落. 试验前将试样摩擦面磨光,并用酒精清洗,同时为保 证实验的可靠性,在同一条件下分别测试了三个 试样. 图 2 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢磨损后表面形貌. (a)100 益 ,DAC55;(b)300 益 ,DAC55;(c)500 益 ,DAC55;(d)700 益 ,DAC55;( e)100 益 , HTCS鄄鄄130;(f)300 益 ,HTCS鄄鄄130;(g)500 益 ,HTCS鄄鄄130;(h)700 益 ,HTCS鄄鄄130 Fig. 2 Surface morphology of DAC55 steel and HTCS鄄鄄130 steel after wear:(a) 100 益 ,DAC55; ( b) 300 益 ,DAC55; ( c) 500 益 ,DAC55; ( d) 700 益 ,DAC55;(e) 100 益 ,HTCS鄄鄄130; (f) 300 益 ,HTCS鄄鄄130; (g) 500 益 ,HTCS鄄鄄130; (h) 700 益 ,HTCS鄄鄄130 采用 Contour GT鄄鄄 K 型光学轮廓仪对磨损表面 的磨损体积进行测量,再通过公式 Ws = V / ( p 伊 d) 计算磨损率,式中 V 为磨损体积,p 为载荷,d 为总滑 行距离,从而衡量材料的耐磨性能. 借助 Zeiss Su鄄 pra鄄鄄40 型场发射高分辨扫描电子显微镜对材料的 显微组织、磨痕表面形貌和磨痕截面组织进行表征. 采用 D/ MAX2500 型 X 射线衍射仪(XRD)对高温摩 擦磨损后试样的物相进行判定,测量范围为 20毅 ~ 80毅,扫描速度为 4毅·min - 1 ,电流为 250 mA,电压为 40 kV. 采用 UM鄄鄄3 型显微硬度计测量截面的显微硬 度分布,加载力为 4郾 9 N,保压时间为 10 s. 热稳定性试验在 S2鄄鄄5鄄鄄12 型箱式炉中进行,试 验温度为 600 益 ,试样尺寸为 15 mm 伊 15 mm 伊 15 mm,保温时间分别为 4、8、12、16、20 和 24 h. 试样硬 度采用 69鄄鄄1 布洛维硬度计并按照《GB / T230 金属 材料洛氏硬度试验》标准测量. 2 结果与讨论 2郾 1 磨损表面形貌及磨损机理 图 2 是在不同温度下 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄 130 钢的磨损表面形貌. 试验温度为 100 益 时,HTCS鄄鄄 130 钢的磨损表面呈现出黏着痕迹,为典型的黏着 磨损特征,经能谱仪(EDS)分析可知,如图 3 所示, 附着物主要为剥落的 SiC 和氧化物颗粒. 当 SiC 陶 瓷球和摩擦表面接触时,接触首先发生在表面微凸 体上,在高速往复滑动作用下,基体局部表面出现塑 性变形,同时摩擦力引起的剪切力反复作用将导致 微凸体发生疲劳剥落,出现材料迁移现象[13] ,磨损 以接触—塑性变形—黏着—剥落—转移—再黏着循 环进行. DAC55 钢磨损表面生成摩擦氧化物,在载 荷作用下摩擦氧化物附着于磨损表面形成一层极薄 的摩擦氧化物层. ·908·
白植雄等：两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 .909· 当温度为300℃时，两种模具钢的氧化物数量 元素质量分数% 增多，氧化物的覆盖率提高.DAC55钢发生轻微氧 Fe 53.2 化磨损和局部黏着磨损，磨损表面出现分层现象，如 0 34.3 7.3 图2(b)所示，磨损表面生成一层较薄氧化层，但氧 Mo 2.0 32 化层无法和基体紧密结合，在持续载荷作用下，部分 氧化层发生脱落，形成大量细小的球状氧化物磨屑. 由图2(f)可以看出，HTCS-130钢的磨损表面出现 块状摩擦氧化物和大量球状氧化物，同时表面存在 黏着磨损特征的塑性变形区，剥落磨屑在载荷的作 用下往复运动使得HTCS-130钢的磨损表面出现较 56 7 10 深犁沟，并将氧化物向犁沟两侧挤压形成较为致密 能力keV 的氧化层 图3图2(e)中点1的能谱图 Fig.3 EDS analysis of Point 1 in Fig.2(e) 随着温度进一步升高至500℃时，磨损转变为 单一的氧化磨损机制.DAC55钢局部表面氧化物剥 铁和氧原子扩散激活能降低[]，磨损表面被充分氧 落，剥落的氧化物发生聚集与附着，如图2（©）所示. 化，使得磨损表面出现含氧量较大的Fe,03和Fe3O4, 在图2(g)中，HTCS-130钢磨损表面出现大量的剥 陈康敏等]认为摩擦过程中，Fe,0,相比于Fe,0,更 落坑，剥落坑中附着大量球状氧化物颗粒，并由于氧 易形成，所以导致两种钢在500~700℃时氧化层中 化层较脆，持续地往复摩擦引起氧化层出现微裂纹. 的Fe,0,含量多于Fe20 当温度达到700℃时，两种材料都由轻微氧化 磨损转变为严重氧化磨损.DAC55钢磨损表面形貌 □Fe,0、tFeO4 ■FeO Fe 呈现出波浪状，高硬度的SC陶瓷球在高温下与软 化的基体接触使基体发生变形，在磨损表面出现沿 着滑移方向的塑性变形沟槽，同时氧化物在高温和 HTCS-130. 700 载荷作用下来不及进行转移就被不断压实，使得表 人八人人 面被一层致密光滑的氧化层覆盖，磨屑尺寸增大到 DAC55,700℃ 2~5μm,磨损表面出现大约700μm2的破裂区.由 HTCS-130. 500℃ 图2(h)可知，HTCS-130钢在700℃形成较为致密 的氧化层，同时磨损表面出现疲劳裂纹和剥落坑，剥 人人人n DAC55,500℃ 20 30 40 50 60 70 80 落坑边缘有大量的微裂纹，可以归因于形成的氧化 20A) 层厚度过大，氧化层最外层转变为疏松氧化区，在持 图4DAC55钢和HTCS-130钢磨损后表面X射线衍射谱线分析 续的载荷作用下导致最外层氧化物发生剥落，剥落 Fig.4 XRD spectrum analysis of the surface of DAC55 steel and 氧化物呈现为片状，尺寸达到3~5μm. HTCS-130 steel after wear 图4为DAC55钢和HTCS-130钢在不同试验 2.2磨损截面形貌及磨损机理 温度下磨损表面X射线衍射图.在500~700℃时， 图5是两种钢在不同试验温度下磨损截面形 氧化物主要为Fe0、Fe,O,和FeO,·随着试验温度 貌.由图5(a)和(d)可知，两种钢在300℃时都产 的升高，三种氧化物的衍射峰逐渐增强，氧化物的数 生少量的氧化物，DAC55钢的磨损表面有局部块状 量不断增多.此外，DAC55钢中的铬能在表面形成 的氧化物生成，其厚度为2~3μm,磨损面较为平 Cx,0,保护层，具有良好的热力学稳定性，能显著提 直.HTCS-130钢在磨损过程中剥落的硬质颗粒与 高材料的抗氧化性能[)，使DAC55钢氧化物的峰 基体直接接触，磨损表面生成较宽的犁沟形貌，截面 均低于HTCS-130钢，表现出更好的抗氧化性. 则呈现出部分区域下陷现象，同时氧化物沿着微裂 由于在磨损表面接触的凸点处温度高，氧化速 纹生长斜嵌入至基体中，氧化物周围的基体出现轻 度快，闪点温度最高达到700℃左右1]，使得两种 微的塑性变形层 试验钢在500℃下均生成F0.同时，在磨损过程 当温度提高到500℃时，DAC55钢和HTCS- 中，磨损面出现严重的变形和表面缺陷增多将导致 130钢截面氧化层厚度都增大，并存在较宽的凹陷
白植雄等: 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 当温度为 300 益 时,两种模具钢的氧化物数量 增多,氧化物的覆盖率提高. DAC55 钢发生轻微氧 化磨损和局部黏着磨损,磨损表面出现分层现象,如 图 2(b)所示,磨损表面生成一层较薄氧化层,但氧 化层无法和基体紧密结合,在持续载荷作用下,部分 氧化层发生脱落,形成大量细小的球状氧化物磨屑. 由图 2(f)可以看出,HTCS鄄鄄130 钢的磨损表面出现 块状摩擦氧化物和大量球状氧化物,同时表面存在 黏着磨损特征的塑性变形区,剥落磨屑在载荷的作 用下往复运动使得 HTCS鄄鄄130 钢的磨损表面出现较 深犁沟,并将氧化物向犁沟两侧挤压形成较为致密 的氧化层. 随着温度进一步升高至 500 益 时,磨损转变为 单一的氧化磨损机制. DAC55 钢局部表面氧化物剥 落,剥落的氧化物发生聚集与附着,如图 2(c)所示. 在图 2(g)中,HTCS鄄鄄130 钢磨损表面出现大量的剥 落坑,剥落坑中附着大量球状氧化物颗粒,并由于氧 化层较脆,持续地往复摩擦引起氧化层出现微裂纹. 当温度达到 700 益 时,两种材料都由轻微氧化 磨损转变为严重氧化磨损. DAC55 钢磨损表面形貌 呈现出波浪状,高硬度的 SiC 陶瓷球在高温下与软 化的基体接触使基体发生变形,在磨损表面出现沿 着滑移方向的塑性变形沟槽,同时氧化物在高温和 载荷作用下来不及进行转移就被不断压实,使得表 面被一层致密光滑的氧化层覆盖,磨屑尺寸增大到 2 ~ 5 滋m,磨损表面出现大约 700 滋m 2的破裂区. 由 图 2(h)可知,HTCS鄄鄄130 钢在 700 益 形成较为致密 的氧化层,同时磨损表面出现疲劳裂纹和剥落坑,剥 落坑边缘有大量的微裂纹,可以归因于形成的氧化 层厚度过大,氧化层最外层转变为疏松氧化区,在持 续的载荷作用下导致最外层氧化物发生剥落,剥落 氧化物呈现为片状,尺寸达到 3 ~ 5 滋m. 图 4 为 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄 130 钢在不同试验 温度下磨损表面 X 射线衍射图. 在 500 ~ 700 益 时, 氧化物主要为 FeO、Fe2O3和 Fe3O4 . 随着试验温度 的升高,三种氧化物的衍射峰逐渐增强,氧化物的数 量不断增多. 此外,DAC55 钢中的铬能在表面形成 Cr2O3保护层,具有良好的热力学稳定性,能显著提 高材料的抗氧化性能[14] ,使 DAC55 钢氧化物的峰 均低于 HTCS鄄鄄130 钢,表现出更好的抗氧化性. 由于在磨损表面接触的凸点处温度高,氧化速 度快,闪点温度最高达到 700 益 左右[15] ,使得两种 试验钢在 500 益 下均生成 FeO. 同时,在磨损过程 中,磨损面出现严重的变形和表面缺陷增多将导致 图 3 图 2(e)中点 1 的能谱图 Fig. 3 EDS analysis of Point 1 in Fig. 2(e) 铁和氧原子扩散激活能降低[16] ,磨损表面被充分氧 化,使得磨损表面出现含氧量较大的 Fe2O3和 Fe3O4 . 陈康敏等[17]认为摩擦过程中,Fe3O4相比于 Fe2O3更 易形成,所以导致两种钢在 500 ~ 700 益 时氧化层中 的 Fe3O4含量多于 Fe2O3 . 图 4 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢磨损后表面 X 射线衍射谱线分析 Fig. 4 XRD spectrum analysis of the surface of DAC55 steel and HTCS鄄鄄130 steel after wear 2郾 2 磨损截面形貌及磨损机理 图 5 是两种钢在不同试验温度下磨损截面形 貌. 由图 5(a)和(d)可知,两种钢在 300 益 时都产 生少量的氧化物,DAC55 钢的磨损表面有局部块状 的氧化物生成,其厚度为 2 ~ 3 滋m,磨损面较为平 直. HTCS鄄鄄130 钢在磨损过程中剥落的硬质颗粒与 基体直接接触,磨损表面生成较宽的犁沟形貌,截面 则呈现出部分区域下陷现象,同时氧化物沿着微裂 纹生长斜嵌入至基体中,氧化物周围的基体出现轻 微的塑性变形层. 当温度提高到 500 益 时,DAC55 钢和 HTCS鄄鄄 130 钢截面氧化层厚度都增大,并存在较宽的凹陷 ·909·
·910. 工程科学学报，第41卷，第7期 区域.在载荷的作用下，氧化层和基体接触面中 磨损截面被一层连续完整的氧化层覆盖，厚度增大 DAC55钢和HTCS-130钢出现一层宽度为2~9um 并且较为不均匀，此时块状氧化物快速地向基体内 的塑性变形层.DAC55钢中有泪滴状氧化物钉入基 部扩散，形成类似于楔子状的氧化物层，氧化层内部 体中，在氧化物内部以及与基体的接触面都出现裂 中有裂纹产生，基体组织发生严重回复现象，塑性变 纹，如图5(b)所示，随着应力的积累，造成裂纹拓 形层消失.700℃时，HTCS-130钢磨损机制转变为 展，最终将会导致氧化物的破裂与脱落，使得磨损加 严重氧化磨损，氧化层厚度约为25μm,氧化层最外 剧，磨损呈现出典型的氧化磨损特征.从HTCS-130 层疏松，并且最外层氧化物大量的剥落，如图5() 钢截面形貌可以看出，没有形成大块的摩擦氧化物， 所示，氧化层附近的基体组织开始回复，基体组织发 但氧化层最外层发生剥落使得截面上出现2~3μm 生严重软化.此外，钢中的碳原子在700℃时具有 的球状氧化物颗粒. 较高的扩散能力，氧化层附近发生高温变形，位错密 图5(c)和(f)分别给出DAC55钢和HTCS-130 度大量增加，诱导马氏体组织析出碳化物1】，导致 钢在700℃下磨损截面形貌.由图可知，DAC55钢 靠近氧化物的区域碳化物富集现象明显 (a) 摩擦氧化物 塑性变形层 裂纹 摩擦氧化物 摩擦氧化物 滑移方向垂直于观察面 滑移方向垂直于观察丽 滑移方向垂直于观察面 10 pm 10μm 0山m (e 塑性变形层 摩擦氧化物 摩擦氧化物 摩擦氧化物颗粒 滑移方向垂直于观察面 滑移方向垂直于观察面 10 um 10m 10μm 图5DAC55钢和HTCS-130钢磨损后截面形貌.(a)300℃，DAC55:(b)500℃，DAC55:(c)700℃，DAC55:(d)300℃，HTCS-130:(e)500 ℃，HTCS-130:(f)700℃，HTCS-130 fig.5Coss-section morphology of DAC55 steel and HTCS-130 steel after wear:(a)300℃，DAC55;(b)500℃，DAC55:(c)700℃，DAC55;(d) 300℃，HTCS-130:(e)500℃，HTCS-130:(f)700℃，HTCs-130 图6为HTCS-130钢和DAC55钢在500℃和 700℃下截面显微硬度梯度，由图可知，温度越高软 600 化越严重，摩擦软化区域越大.当温度为500℃时， ·-HTCS-130.500℃--DAC55.500℃ ▲-HTCS-130.7009℃，-DAC55.700℃ 经过1h的磨损试验，两种材料软化现象并不明显， 500 DAGC55钢和HTCS-130钢距磨损表面10um处硬度 分别下降至HV475.2和HV480.1,DAC55钢距离磨 400 损表面大约为50um的位置出现软化现象，HTCS- 130钢软化层厚度大约为30m.随着试验温度升 300 高到700℃后，两种钢表面硬度显著下降，发生严重 软化，DAC55钢和HTCS-130钢距离表面10μm处 200 50 100150200 250300 硬度分别下降至HV235.1和HV279.0,下降幅度分 到表面的距离m 别达到54.79%和46.35%，与此同时，软化区域厚 图6DAC55钢和HTCS-130钢磨损后截面显微硬度 度进一步增大，DAC55钢厚度达到70um,HTCS- Fig.6 Microhardness distribution on the cross-section of DAC55 130钢则达到50μm. steel and HTCS-130 steel after wear 基体的抗高温软化能力是影响耐磨性的重要因
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期 区域. 在载荷的作用下,氧化层和基体接触面中 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢出现一层宽度为 2 ~ 9 滋m 的塑性变形层. DAC55 钢中有泪滴状氧化物钉入基 体中,在氧化物内部以及与基体的接触面都出现裂 纹,如图 5(b) 所示,随着应力的积累,造成裂纹拓 展,最终将会导致氧化物的破裂与脱落,使得磨损加 剧,磨损呈现出典型的氧化磨损特征. 从 HTCS鄄鄄130 钢截面形貌可以看出,没有形成大块的摩擦氧化物, 但氧化层最外层发生剥落使得截面上出现 2 ~ 3 滋m 的球状氧化物颗粒. 图 5(c)和(f)分别给出 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢在 700 益 下磨损截面形貌. 由图可知,DAC55 钢 磨损截面被一层连续完整的氧化层覆盖,厚度增大 并且较为不均匀,此时块状氧化物快速地向基体内 部扩散,形成类似于楔子状的氧化物层,氧化层内部 中有裂纹产生,基体组织发生严重回复现象,塑性变 形层消失. 700 益 时,HTCS鄄鄄130 钢磨损机制转变为 严重氧化磨损,氧化层厚度约为 25 滋m,氧化层最外 层疏松,并且最外层氧化物大量的剥落,如图 5(f) 所示,氧化层附近的基体组织开始回复,基体组织发 生严重软化. 此外,钢中的碳原子在 700 益 时具有 较高的扩散能力,氧化层附近发生高温变形,位错密 度大量增加,诱导马氏体组织析出碳化物[18] ,导致 靠近氧化物的区域碳化物富集现象明显. 图 5 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢磨损后截面形貌. (a)300 益 ,DAC55;(b)500 益 ,DAC55;(c)700 益 ,DAC55;(d)300 益 ,HTCS鄄鄄130;( e)500 益 ,HTCS鄄鄄130;(f)700 益 ,HTCS鄄鄄130 Fig. 5 Cross鄄section morphology of DAC55 steel and HTCS鄄鄄130 steel after wear: (a)300 益 ,DAC55;(b)500 益 ,DAC55;(c)700 益 ,DAC55;(d) 300 益 ,HTCS鄄鄄130;(e)500 益 ,HTCS鄄鄄130;(f)700 益 ,HTCS鄄鄄130 图 6 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢磨损后截面显微硬度 Fig. 6 Microhardness distribution on the cross鄄section of DAC55 steel and HTCS鄄鄄130 steel after wear 图 6 为 HTCS鄄鄄 130 钢和 DAC55 钢在 500 益 和 700 益下截面显微硬度梯度,由图可知,温度越高软 化越严重,摩擦软化区域越大. 当温度为 500 益 时, 经过 1 h 的磨损试验,两种材料软化现象并不明显, DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢距磨损表面 10 滋m 处硬度 分别下降至 HV475郾 2 和 HV480郾 1,DAC55 钢距离磨 损表面大约为 50 滋m 的位置出现软化现象,HTCS鄄鄄 130 钢软化层厚度大约为 30 滋m. 随着试验温度升 高到 700 益后,两种钢表面硬度显著下降,发生严重 软化,DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢距离表面 10 滋m 处 硬度分别下降至 HV235郾 1 和 HV279郾 0,下降幅度分 别达到 54郾 79% 和 46郾 35% ,与此同时,软化区域厚 度进一步增大,DAC55 钢厚度达到 70 滋m,HTCS鄄鄄 130 钢则达到 50 滋m. 基体的抗高温软化能力是影响耐磨性的重要因 ·910·