不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究

工程科学学报，第39卷，第11期：1699-1708,2017年11月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.11:1699-1708,November 2017 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2017.11.013;http://journals..ustb.edu.cn 不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 高文1》，连勇12)，黄进峰》，解国良》，张乐12》，马是昱12，赵超2)， 张尊君》，刘凯2，张津12》四 1)北京科技大学新材料技术研究院，北京1000832)北京市腐蚀、磨蚀与表面技术重点实验室，北京100083 3)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:zhangjin@ustb.cdu.cn 摘要通过摩擦磨损、高温硬度及相应的分析试验研究了典型身管用钢32Cr2MoVA、30SiM2MoVA在室温、200、400以及 600℃下的摩擦磨损行为与规律.结果表明：两种材料的摩擦系数在各个温度区间内的区别不大，主要受摩擦氧化物产生与 否影响.32C2MoVA的磨损率随着温度的提高先降低再提高之后又下降，30SiM2MoVA的磨损率随着温度的上升而先降低， 然后逐渐升高，600℃达到最高.温度、身管钢在高温下的硬度和磨盘材料与滑动销的高温硬度差(H:H,)共同影响磨损表面 氧化物层的最终形态.室温至200℃时，身管钢磨损行为主要受表面氧化物层的影响.室温下两种身管钢磨损机理均为黏着 磨损及磨粒磨损，200℃时均为氧化轻微磨损.环境温度达到400℃以上时，身管钢以及磨盘材料的基体硬度开始影响磨损行 为.400℃时两种身管钢磨损机理均为氧化严重磨损.600℃时，32C2MoVA的HH。减小，磨损表面出现了厚度很大、致密的 氧化物层，磨损机理为氧化轻微磨损：而30SiM2MoVA的H,一H,显著增大，试样发生了明显的塑性挤出，为塑性挤出磨损. 关键词身管用钢：磨损：温度：摩擦氧化层：基体 分类号TJ04 Effect of ambient temperature on the wear performance of typical gun barrel steels GAO Wen,LIAN Yong),HUANG Jin-feng,XIE Guo-liang,ZHANG Le),MA Min-yu,ZHAO Chao,ZHANG Zun- jn》,LIU Kai2,ZHANG Jin2y回 1)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Key Laboratory for Corrosion,Erosion and Surface Technology,Beijing 100083,China 3)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhangjin@ustb.edu.cn ABSTRACT The wear and wear mechanisms of two typical gun barrel steels at room temperature,200,400,and 600 C were inves- tigated by wear,high-temperature hardness,and other types of tests.It was found that the friction coefficients of the two typical gun barrel steels varied little with temperature owing to the formation of triboxides.The wear rate of 32Cr2MoVA first decreased,then in- creased,and finally decreased with increasing temperature,whereas the wear rate of 30SiMn2MoVA first decreased and then increased with increasing temperature,reaching its maximum at 600 C.The triboxides on the wear surface depended on the temperature,the hardness of the gun barrel steel,and the difference between disc and pin hardness (H)at high temperatures.The temperature- dependent wear of both gun barrel steels depends on the triboxides up to 200 C.Adhesive wear prevailed with simultaneous abrasive wear at room temperature,whereas mild oxidative wear was dominant at 200 C in both steels.The wear depends on the hardness of the gun barrel steels and disc at 400 C.Severe oxidative wear was dominant at 400 C in both steels.At 600 C,thick and compact tribox- ides formed at the wear surface of 32Cr2MoVA owing to the decreasing HH:consequently,mild oxidative wear became the domi- nant mechanism.For 30SiMn2MoVA,the extrusion of pin material,which is attributed to the abrupt increase in HH,suggests that 收稿日期：2017-05-22 基金项目：北京市腐蚀、磨蚀与表面技术重点实验室和北京市教委共建资助项目(SYS100080419)

工程科学学报，第 39 卷，第 11 期: 1699--1708，2017 年 11 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 11: 1699--1708，November 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 11． 013; http: / /journals． ustb． edu． cn 不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 高 文1，2) ，连 勇1，2) ，黄进峰3) ，解国良3) ，张 乐1，2) ，马旻昱1，2) ，赵 超1，2) ， 张尊君3) ，刘 凯1，2) ，张 津1，2)  1) 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083 2) 北京市腐蚀、磨蚀与表面技术重点实验室，北京 100083 3) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083  通信作者，E-mail: zhangjin@ ustb． edu． cn 收稿日期: 2017--05--22 基金项目: 北京市腐蚀、磨蚀与表面技术重点实验室和北京市教委共建资助项目( SYS100080419) 摘 要 通过摩擦磨损、高温硬度及相应的分析试验研究了典型身管用钢 32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA 在室温、200、400 以及 600 ℃下的摩擦磨损行为与规律． 结果表明: 两种材料的摩擦系数在各个温度区间内的区别不大，主要受摩擦氧化物产生与 否影响． 32Cr2MoVA 的磨损率随着温度的提高先降低再提高之后又下降，30SiMn2MoVA 的磨损率随着温度的上升而先降低， 然后逐渐升高，600 ℃达到最高． 温度、身管钢在高温下的硬度和磨盘材料与滑动销的高温硬度差( Hd --Hp ) 共同影响磨损表面 氧化物层的最终形态． 室温至 200 ℃时，身管钢磨损行为主要受表面氧化物层的影响． 室温下两种身管钢磨损机理均为黏着 磨损及磨粒磨损，200 ℃时均为氧化轻微磨损． 环境温度达到 400 ℃以上时，身管钢以及磨盘材料的基体硬度开始影响磨损行 为． 400 ℃时两种身管钢磨损机理均为氧化严重磨损． 600 ℃时，32Cr2MoVA 的 Hd --Hp减小，磨损表面出现了厚度很大、致密的 氧化物层，磨损机理为氧化轻微磨损; 而 30SiMn2MoVA 的 Hd --Hp显著增大，试样发生了明显的塑性挤出，为塑性挤出磨损． 关键词 身管用钢; 磨损; 温度; 摩擦氧化层; 基体 分类号 TJ04 Effect of ambient temperature on the wear performance of typical gun barrel steels GAO Wen1，2) ，LIAN Yong1，2) ，HUANG Jin-feng3) ，XIE Guo-liang3) ，ZHANG Le1，2) ，MA Min-yu1，2) ，ZHAO Chao1，2) ，ZHANG Zun￾jun3) ，LIU Kai1，2) ，ZHANG Jin1，2)  1) Institute for Advanced Materials and Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Key Laboratory for Corrosion，Erosion and Surface Technology，Beijing 100083，China 3) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: zhangjin@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The wear and wear mechanisms of two typical gun barrel steels at room temperature，200，400，and 600 ℃ were inves￾tigated by wear，high-temperature hardness，and other types of tests． It was found that the friction coefficients of the two typical gun barrel steels varied little with temperature owing to the formation of triboxides． The wear rate of 32Cr2MoVA first decreased，then in￾creased，and finally decreased with increasing temperature，whereas the wear rate of 30SiMn2MoVA first decreased and then increased with increasing temperature，reaching its maximum at 600 ℃ ． The triboxides on the wear surface depended on the temperature，the hardness of the gun barrel steel，and the difference between disc and pin hardness ( Hd --Hp ) at high temperatures． The temperature￾dependent wear of both gun barrel steels depends on the triboxides up to 200 ℃ ． Adhesive wear prevailed with simultaneous abrasive wear at room temperature，whereas mild oxidative wear was dominant at 200 ℃ in both steels． The wear depends on the hardness of the gun barrel steels and disc at 400 ℃ ． Severe oxidative wear was dominant at 400 ℃ in both steels． At 600 ℃，thick and compact tribox￾ides formed at the wear surface of 32Cr2MoVA owing to the decreasing Hd --Hp ; consequently，mild oxidative wear became the domi￾nant mechanism． For 30SiMn2MoVA，the extrusion of pin material，which is attributed to the abrupt increase in Hd --Hp，suggests that

·1700· 工程科学学报，第39卷，第11期 extrusion wear prevailed. KEY WORDS gun barrel steel:wear:temperature:triboxides:matrix 火炮与自动武器（简称枪炮）是以发射药作为能 损特性进行研究与分析，结果表明摩擦系数随温度升 源，用身管发射弹丸等战斗部的武器四，是目前世界上 高和速度增加而减小，磨损率随温度升高和速度增加 使用最广、装备量最大的武器之一·尽管激光武器回、 而增加.身管材料的高温耐磨性是决定身管寿命的一 精确制导武器等新型武器发展迅速，但在一定时期 个重要因素.不同温度下，身管材料的磨损行为和机 内，枪炮的作用依然无可取代，其正向着高射频、高初 理可能由于其强度、氧化等过程的发展而存在较大差 速、长寿命的方向发展.枪炮内膛服役工况极为苛刻， 异，但身管材料在不同温度下，尤其是高温下的磨损特 在弹丸发射过程中，身管内膛受到高温、氧化回、机 性与机制研究鲜有文献报道.本文以两种典型身管材 械磨损网的复合作用.特别是身管内膛的高温磨损特 料☒32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA为研究对象，对比二 性，直接影响身管的技战效能和寿命.内膛磨损最严 者在不同温度下的磨损性能，分析了基体材料状态对 重的位置为膛线的起始段及膛线的阳线表面：坡膛及 于磨损过程中氧化物层形成的影响规律以及不同温度 膛线起始部分的磨损会使弹丸装填位置前移，药室容 下两种身管材料的磨损行为与机制 积增大，弹丸挤进膛线的条件变坏；阳线表面的耗损， 1试验材料及研究方法 使弹丸在膛内运动产生摆动，影响飞行稳定性，增大射 弹散布®.枪炮身管内膛的苛刻工况对身管材料高温 1.1试验材料及制备 磨损性能提出了更高的要求. 试验材料采用两种典型身管钢32C2MoVA及 钢铁材料的高温磨损性能受温度、载荷、摩擦速 30SiMn2MoVA,对磨材料选用高硬度耐磨材料 度、对磨材料等多种因素影响，就材料自身而言，合金 W6Mo5C4V2,材料的主要化学成分如表1所示，典型 元素组成对材料的高温磨损性能具有显著的影响，主 身管钢为热锻态b70棒料，W6Mo5C4V2为d80退火 要体现在不同合金元素组成的材料具有不同的氧化层 态棒料，按照表2所示热处理制度对材料进行热处理， 形成能力仞、高温性能⑧以及材料中第二相@组成 热处理后两种身管钢获得回火索氏体组织，材料硬度 分布.目前对身管材料高温性能的报道较少，李占君 为39~41HRC,W6Mo5C4V2为回火马氏体+碳化物 和王霞u对PCMo钢与H96配副时的干滑动摩擦磨 组织，材料硬度为62~64HRC 表1试验材料化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the materials in the experiments % 钢种牌号 C Si Mn Cr Mo W 32Cr2MoVA 0.280.350.170.37 0.25-0.502.00-2.401.25-1.45 0.20-0.30 30SiMn2 MoVA 0.270.33 0.40-0.60 1.60-1.85 0.40-0.60 0.15-0.25 W6Mo5Cr4V2 0.80-0.900.20-0.45 0.15-0.403.80-4.40 4.4-5.5 1.75-2.20 5.506.75 表2试验材料热处理工艺 Table 2 Heat treatment of the materials 钢种牌号 热处理工艺 32Cr2MoVA 正火：930℃×2h空冷：淬火：930℃×2h水冷：回火：630℃×2h空冷 30SiMn2MoVA 正火：890℃×1h空冷：淬火：890℃×2h水冷：回火：600℃×2h空冷 W6Mo5Cr4V2 淬火：1180℃×1h水冷：回火：540℃×2h空冷重复3次 1.2试验方法 400和600℃，载荷为200N,转速为400r·min,对摩 将两种身管钢制成尺寸为6mm×12mm的金属 时间为10min.采用精确度为0.1mg的FA1004N型电 销，将W6Mo5Cr4V2制成尺寸为中70mm×8mm的盘 子天平称量磨损前后盘试样的质量以计算磨损率，同 试样，每次试验前用磨床磨光以确保表面状态一致 一试验条件重复3次，取平均值，磨损率采用如下公式 摩擦磨损试验在MG-2000型销-盘式高温磨损试验机 计算： 上进行，试验前用丙酮清洗销试样及盘试样除去油污 W=△V/S=△m/pS. (1) 试验参数选择如下：试验温度分别设定为室温、200、 式中：△V为磨损体积，m;△m为磨损失重，gp为盘试

工程科学学报，第 39 卷，第 11 期 extrusion wear prevailed． KEY WOＲDS gun barrel steel; wear; temperature; triboxides; matrix 火炮与自动武器( 简称枪炮) 是以发射药作为能 源，用身管发射弹丸等战斗部的武器［1］，是目前世界上 使用最广、装备量最大的武器之一． 尽管激光武器［2］、 精确制导武器［3］等新型武器发展迅速，但在一定时期 内，枪炮的作用依然无可取代，其正向着高射频、高初 速、长寿命的方向发展． 枪炮内膛服役工况极为苛刻， 在弹丸发射过程中，身管内膛受到高温［4］、氧化［5］、机 械磨损［6］的复合作用． 特别是身管内膛的高温磨损特 性，直接影响身管的技战效能和寿命． 内膛磨损最严 重的位置为膛线的起始段及膛线的阳线表面: 坡膛及 膛线起始部分的磨损会使弹丸装填位置前移，药室容 积增大，弹丸挤进膛线的条件变坏; 阳线表面的耗损， 使弹丸在膛内运动产生摆动，影响飞行稳定性，增大射 弹散布［4］． 枪炮身管内膛的苛刻工况对身管材料高温 磨损性能提出了更高的要求． 钢铁材料的高温磨损性能受温度、载荷、摩擦速 度、对磨材料等多种因素影响，就材料自身而言，合金 元素组成对材料的高温磨损性能具有显著的影响，主 要体现在不同合金元素组成的材料具有不同的氧化层 形成能力［7］、高温性能［8--9］以及材料中第二相［10］组成 分布． 目前对身管材料高温性能的报道较少，李占君 和王霞［11］对 PCrMo 钢与 H96 配副时的干滑动摩擦磨 损特性进行研究与分析，结果表明摩擦系数随温度升 高和速度增加而减小，磨损率随温度升高和速度增加 而增加． 身管材料的高温耐磨性是决定身管寿命的一 个重要因素． 不同温度下，身管材料的磨损行为和机 理可能由于其强度、氧化等过程的发展而存在较大差 异，但身管材料在不同温度下，尤其是高温下的磨损特 性与机制研究鲜有文献报道． 本文以两种典型身管材 料［12］32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA 为研究对象，对比二 者在不同温度下的磨损性能，分析了基体材料状态对 于磨损过程中氧化物层形成的影响规律以及不同温度 下两种身管材料的磨损行为与机制． 1 试验材料及研究方法 1. 1 试验材料及制备 试验材 料 采 用 两 种 典 型 身 管 钢 32Cr2MoVA 及 30SiMn2MoVA，对 磨 材 料 选 用 高 硬 度 耐 磨 材 料 W6Mo5Cr4V2，材料的主要化学成分如表 1 所示，典型 身管钢为热锻态 70 棒料，W6Mo5Cr4V2 为 80 退火 态棒料，按照表 2 所示热处理制度对材料进行热处理， 热处理后两种身管钢获得回火索氏体组织，材料硬度 为 39 ～ 41 HＲC，W6Mo5Cr4V2 为回火马氏体 + 碳化物 组织，材料硬度为 62 ～ 64 HＲC． 表 1 试验材料化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the materials in the experiments % 钢种牌号 C Si Mn Cr Mo V W 32Cr2MoVA 0. 28 ～ 0. 35 0. 17 ～ 0. 37 0. 25 ～ 0. 50 2. 00 ～ 2. 40 1. 25 ～ 1. 45 0. 20 ～ 0. 30 — 30SiMn2MoVA 0. 27 ～ 0. 33 0. 40 ～ 0. 60 1. 60 ～ 1. 85 — 0. 40 ～ 0. 60 0. 15 ～ 0. 25 — W6Mo5Cr4V2 0. 80 ～ 0. 90 0. 20 ～ 0. 45 0. 15 ～ 0. 40 3. 80 ～ 4. 40 4. 4 ～ 5. 5 1. 75 ～ 2. 20 5. 50 ～ 6. 75 表 2 试验材料热处理工艺 Table 2 Heat treatment of the materials 钢种牌号 热处理工艺 32Cr2MoVA 正火: 930 ℃ × 2 h 空冷; 淬火: 930 ℃ × 2 h 水冷; 回火: 630 ℃ × 2 h 空冷 30SiMn2MoVA 正火: 890 ℃ × 1 h 空冷; 淬火: 890 ℃ × 2 h 水冷; 回火: 600 ℃ × 2 h 空冷 W6Mo5Cr4V2 淬火: 1180 ℃ × 1 h 水冷; 回火: 540 ℃ × 2 h 空冷 重复 3 次 1. 2 试验方法 将两种身管钢制成尺寸为 6 mm × 12 mm 的金属 销，将 W6Mo5Cr4V2 制成尺寸为 70 mm × 8 mm 的盘 试样，每次试验前用磨床磨光以确保表面状态一致． 摩擦磨损试验在 MG--2000 型销--盘式高温磨损试验机 上进行，试验前用丙酮清洗销试样及盘试样除去油污． 试验参数选择如下: 试验温度分别设定为室温、200、 400 和 600 ℃，载荷为 200 N，转速为 400 r·min － 1，对摩 时间为 10 min． 采用精确度为 0. 1 mg 的 FA1004N 型电 子天平称量磨损前后盘试样的质量以计算磨损率，同 一试验条件重复 3 次，取平均值，磨损率采用如下公式 计算: Wr = ΔV / S = Δm /ρS． ( 1) 式中: ΔV 为磨损体积，m3 ; Δm 为磨损失重，g; ρ 为盘试 · 0071 ·

高文等：不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 1701· 样密度，32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA密度p分别 稳定值，随后在磨损过程中有着一定程度的波动，但 7.81gcm3和7.71gcm3:S为滑行距离，m.由传感 已经不再出现突变.两种身管钢在不同环境温度下的 器测得上下摩擦副之间的扭矩，并由测试软件转换为 平均摩擦系数如图1(c)所示，两种钢不同温度下的摩 摩擦系数. 擦系数略有不同，数值均在0.3~0.4之间. 采用FEI Quanta250型扫描电子显微镜对磨损表 两种身管钢在不同环境温度下的磨损率如图2所 面、磨损截面的形貌进行观察与分析.采用Smart Lab 示，在不同的温度区间，两种身管钢的磨损率随温度升 型X射线衍射仪对磨损表面物相进行分析，采用铜靶 高的变化趋势有所不同.从室温至400℃，两种钢的 材，波长为0.15406nm,工作电压为40kV,工作电流 磨损率均先在200℃时略有下降，然后在400℃时显著 为150mA,衍射角度为20°~80°，扫描速度为20°· 提高.从400℃到600℃，32Cr2MoVA的磨损率均显著 minl.采用KEYENCE-20O0型体式显微镜观察磨痕 下降，而30SiMn2MoVA的磨损率则进一步提高. 三维形貌.采用HXD-1OO0型显微硬度计测试室温下 在同一环境温度下，两种身管钢的磨损率具有一 显微硬度.采用AKASHI AVK-A型高温维氏硬度试 定差异.室温和200℃时，两种身管钢的磨损率相差 验仪测试200、400和600℃下维氏硬度，加热前抽真 不大，均在3×10-6mm3·mm左右.400℃时， 空，加载前通入高纯氩气，测试时，将试样加热，保温 30SiMn2MoVA的磨损率为14.2×10-6mm3·mm-,约 l0min,温度波动在±5℃之内，每个温度测五点取平 是32Cr2MoVA的1.5倍.600℃时，30SiMn2MoVA的 均值。 磨损率为20.8×10-6mm3·mm-,是32Cr2MoVA磨损 率的近5倍. 2结果与分析 2.2磨损表面分析 2.1摩擦磨损行为与规律 图3示出了两种身管钢在不同环境温度下的磨损 两种身管钢在摩擦磨损过程中摩擦系数随时间的 后表面X射线衍射分析结果，可见随着环境温度的升 变化曲线如图1(a)~(b)所示，可见两种身管钢不同 高，在磨损表面出现了不同类型的氧化物.在同一环 温度下摩擦系数随时间变化的规律大体相同.在开始 境温度下，两种钢磨损表面的氧化物种类不尽相同. 阶段，摩擦系数从零点迅速升高，在30s左右达到某 环境温度为室温以及200℃时，两种钢表面物相差异 (a)400℃ )00P 200℃ 400℃ 0.4 7yrm 04 -Mhiy人 0.3 25℃ 25C 600C 32Cr2MoVA 600℃ 30SiMn2MoVA 0.2 -25℃ 0.2 -25℃ 200℃ ,200C -400C 400℃ 0.1 600℃ 0.1 -600“C 300 600 -300 600 时间s 时间/s (⊙ 0.8 暖825℃ 3200C 型400C 田600℃ 0.4 32Cr2MoVA 30SiMn2MoVA 钢种 图1不同环境温度下两种身管钢摩擦系数.(a)32Cr2MoVA随时间变化曲线：(b)30SiM2MoVA随时间变化曲线：(c)平均摩擦系数 Fig.1 Friction coefficient of the two gun barrel steels at various temperatures:(a)32Cr2MoVA as a function of time:(b)30SiMn2MoVA as a func- tion of time:(c)average friction coefficient

高 文等: 不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 样 密 度，32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA 密 度 ρ 分 别 7. 81 g·cm － 3和 7. 71 g·cm － 3 ; S 为滑行距离，m． 由传感 器测得上下摩擦副之间的扭矩，并由测试软件转换为 摩擦系数． 采用 FEI Quanta 250 型扫描电子显微镜对磨损表 面、磨损截面的形貌进行观察与分析． 采用 Smart Lab 型 X 射线衍射仪对磨损表面物相进行分析，采用铜靶 材，波长为 0. 154 06 nm，工作电压为 40 kV，工作电流 为 150 mA，衍射角度为 20° ～ 80°，扫 描 速 度 为 20°· min － 1 ． 采用 KEYENCE--2000 型体式显微镜观察磨痕 三维形貌． 采用 HXD--1000 型显微硬度计测试室温下 显微硬度． 采用 AKASHI AVK--A 型高温维氏硬度试 验仪测试 200、400 和 600 ℃ 下维氏硬度，加热前抽真 空，加载前通入高纯氩气，测试时，将试样加热，保温 10 min，温度波动在 ± 5 ℃ 之内，每个温度测五点取平 均值． 2 结果与分析 图 1 不同环境温度下两种身管钢摩擦系数． ( a) 32Cr2MoVA 随时间变化曲线; ( b) 30SiMn2MoVA 随时间变化曲线; ( c) 平均摩擦系数 Fig． 1 Friction coefficient of the two gun barrel steels at various temperatures: ( a) 32Cr2MoVA as a function of time; ( b) 30SiMn2MoVA as a func￾tion of time; ( c) average friction coefficient 2. 1 摩擦磨损行为与规律 两种身管钢在摩擦磨损过程中摩擦系数随时间的 变化曲线如图 1( a) ～ ( b) 所示，可见两种身管钢不同 温度下摩擦系数随时间变化的规律大体相同． 在开始 阶段，摩擦系数从零点迅速升高，在 30 s 左右达到某 一稳定值，随后在磨损过程中有着一定程度的波动，但 已经不再出现突变． 两种身管钢在不同环境温度下的 平均摩擦系数如图 1( c) 所示，两种钢不同温度下的摩 擦系数略有不同，数值均在 0. 3 ～ 0. 4 之间． 两种身管钢在不同环境温度下的磨损率如图 2 所 示，在不同的温度区间，两种身管钢的磨损率随温度升 高的变化趋势有所不同． 从室温至 400 ℃，两种钢的 磨损率均先在200 ℃时略有下降，然后在400 ℃时显著 提高． 从 400 ℃到 600 ℃，32Cr2MoVA 的磨损率均显著 下降，而 30SiMn2MoVA 的磨损率则进一步提高． 在同一环境温度下，两种身管钢的磨损率具有一 定差异． 室温和 200 ℃ 时，两种身管钢的磨损率相差 不大，均 在 3 × 10 － 6 mm3 ·mm － 1 左 右． 400 ℃ 时， 30SiMn2MoVA 的磨损率为 14. 2 × 10 － 6 mm3 ·mm － 1，约 是 32Cr2MoVA 的 1. 5 倍． 600 ℃ 时，30SiMn2MoVA 的 磨损率为 20. 8 × 10 － 6 mm3 ·mm － 1，是 32Cr2MoVA 磨损 率的近 5 倍． 2. 2 磨损表面分析 图 3 示出了两种身管钢在不同环境温度下的磨损 后表面 X 射线衍射分析结果，可见随着环境温度的升 高，在磨损表面出现了不同类型的氧化物． 在同一环 境温度下，两种钢磨损表面的氧化物种类不尽相同． 环境温度为室温以及 200 ℃ 时，两种钢表面物相差异 · 1071 ·

·1702 工程科学学报，第39卷，第11期 25 痕迹.环境温度为400℃时，磨损表面整体呈蓝色.环 --32Cr2MoVA △-30SiMn2MoVA 境温度为600℃时，磨损表面整体呈黑褐色，销试样一 20 侧有发亮痕迹.两种身管钢磨损表面形貌的差异在环 境温度为室温及200℃时并不明显：环境温度为400℃ 15H 及600℃时，30SiMn2MoVA的销试样一侧沿滑动方向 出现了较为明显的塑性挤出，其中600℃时尤为明显. 10 图5给出了不同环境温度下两种身管钢的磨损表 面形貌（其中(c)和(d)为(al)和(a4)的三维形貌）， 可见两种身管钢随着磨损环境温度的升高，磨损表面 表现出不同的磨损特征，室温至400℃时，两种钢之间 200 400 600 温度℃ 的差异不大.环境温度为室温时，磨面上具有明显的 图2不同环境温度下两种身管钢的磨损率 沿滑动方向出现的犁沟（图5(c)),同时出现塑性变形 Fig.2 Wear rates of the two gun barrel steels as a function of temper- 和撕裂的痕迹，有一定的黑色区域，产生了一定量的氧 ature 化物：环境温度为200℃时，磨损表面上主要为黑色的 不大，根据衍射峰可知两种钢表面均出现了一定量的 光滑区域，为氧化物，伴随着一定的黏着与撕裂痕迹： Fe0氧化物.环境温度为400℃时，Fe的衍射峰仍为 环境温度400℃时，氧化物数量和面积明显增多，覆盖 最高，衍射谱中出现了Fe,O,的衍射峰，且强度明显高 了磨损表面，同时表面出现大量的颗粒状的氧化物磨 于FeO,这表明在磨损表面出现了大量的Fe,O,氧化 屑.环境温度为600℃时，32C2MoVA的磨损表面产 物.环境温度为600℃时，两种身管钢磨损表面衍射 生了很厚的氧化层（图5(）)，且表面有裂纹产生，同 谱中均出现了Fe2O3及Fe3O,的衍射峰.其中， 时部分氧化层成块剥落：30SiMn2MoVA表面呈“橘皮” 32Cr2MoVA的衍射谱中已观察不到Fe基体的物相， 状，有明显的磨损犁沟，为氧化物层大面积剥落后的典 而30SiMn2MoVA的磨损表面除了Fe20,以及Fe30, 型形貌 外，Fe基体的衍射峰依然存在，且强度最高，表明在该 2.3磨损截面分析 温度下有大量的Fe2O,及Fe,O,在磨面产生， 通过对磨面截面观察磨损亚表层结构形貌，可以 32C2MoVA磨面产生的氧化物明显多于 更清楚地判断摩擦氧化物层的存在情况.不同环境温 30SiMn2 MoVA. 度下两种身管钢磨损表面的界面形貌如图6所示，可 两种身管钢在不同环境温度下的磨损表面宏观形 见在不同温度下，两种钢基体材料在截面均存在着一 貌如图4所示，在不同环境温度下，磨损表面具有不同 个约30~40m塑性变形区域，靠近磨损表面的组织 的氧化颜色，体现了重要的磨损特征，两种身管钢磨损 更为细小，这可能与高温塑性变形以及动态再结晶有 表面颜色随磨损环境温度变化趋势相同.环境温度为 关四.磨损表面摩擦氧化物在不同环境温度下的特 室温时，磨损表面整体表现出金属光泽，呈浅灰色，有 征也不尽相同.室温下，两种身管钢表面部分区域已 少量黑色痕迹.环境温度为200℃时，磨损表面整体 经出现了一层较薄的氧化物层，厚度约在1~3um左 呈黄色，表面同样有部分与试样滑动方向一致的黑色 右，并具有分层剥落趋势.环境温度为200℃时，两种 (a) Fe0 Fe0 Fe,0 Fe,0 Fe,0, Fe,0, 600C 风RR -600℃ 又R 400G -400C 200℃ 200C *25℃ 9兄 25C 20 30 40 50.60 70 80 90 20 30 40 50 60 7080 90 20/ 20M9 图3两种身管钢不同环境温度下磨损后表面的X射线衍射图谱.(a)32Cr2MoVA:(b)30SiM2MoVA Fig.3 XRD patterns of the wear surfaces of the two typical gun barrel steels at various temperatures:(a)32Cr2MoVA:(b)30SiMn2MoVA

工程科学学报，第 39 卷，第 11 期 图 2 不同环境温度下两种身管钢的磨损率 Fig． 2 Wear rates of the two gun barrel steels as a function of temper￾ature 不大，根据衍射峰可知两种钢表面均出现了一定量的 FeO 氧化物． 环境温度为 400 ℃ 时，Fe 的衍射峰仍为 最高，衍射谱中出现了 Fe3O4的衍射峰，且强度明显高 于 FeO，这表明在磨损表面出现了大量的 Fe3 O4 氧化 物． 环境温度为 600 ℃ 时，两种身管钢磨损表面衍射 谱中 均 出 现 了 Fe2 O3 及 Fe3 O4 的 衍 射 峰． 其 中， 32Cr2MoVA 的衍射谱中已观察不到 Fe 基体的物相， 而 30SiMn2MoVA 的磨损表面除了 Fe2 O3 以及 Fe3 O4 外，Fe 基体的衍射峰依然存在，且强度最高，表明在该 温 度 下 有 大 量 的 Fe2 O3 及 Fe3 O4 在 磨 面 产 生， 32Cr2MoVA 磨 面 产 生 的 氧 化 物 明 显 多 于 30SiMn2MoVA． 图 3 两种身管钢不同环境温度下磨损后表面的 X 射线衍射图谱 . ( a) 32Cr2MoVA; ( b) 30SiMn2MoVA Fig． 3 XＲD patterns of the wear surfaces of the two typical gun barrel steels at various temperatures: ( a) 32Cr2MoVA; ( b) 30SiMn2MoVA 两种身管钢在不同环境温度下的磨损表面宏观形 貌如图 4 所示，在不同环境温度下，磨损表面具有不同 的氧化颜色，体现了重要的磨损特征，两种身管钢磨损 表面颜色随磨损环境温度变化趋势相同． 环境温度为 室温时，磨损表面整体表现出金属光泽，呈浅灰色，有 少量黑色痕迹． 环境温度为 200 ℃ 时，磨损表面整体 呈黄色，表面同样有部分与试样滑动方向一致的黑色 痕迹． 环境温度为 400 ℃时，磨损表面整体呈蓝色． 环 境温度为 600 ℃时，磨损表面整体呈黑褐色，销试样一 侧有发亮痕迹． 两种身管钢磨损表面形貌的差异在环 境温度为室温及200 ℃时并不明显; 环境温度为400 ℃ 及 600 ℃时，30SiMn2MoVA 的销试样一侧沿滑动方向 出现了较为明显的塑性挤出，其中 600 ℃时尤为明显． 图 5 给出了不同环境温度下两种身管钢的磨损表 面形貌( 其中( c) 和( d) 为( a1) 和( a4) 的三维形貌) ， 可见两种身管钢随着磨损环境温度的升高，磨损表面 表现出不同的磨损特征，室温至 400 ℃ 时，两种钢之间 的差异不大． 环境温度为室温时，磨面上具有明显的 沿滑动方向出现的犁沟( 图 5( c) ) ，同时出现塑性变形 和撕裂的痕迹，有一定的黑色区域，产生了一定量的氧 化物; 环境温度为 200 ℃时，磨损表面上主要为黑色的 光滑区域，为氧化物，伴随着一定的黏着与撕裂痕迹; 环境温度 400 ℃时，氧化物数量和面积明显增多，覆盖 了磨损表面，同时表面出现大量的颗粒状的氧化物磨 屑． 环境温度为 600 ℃ 时，32Cr2MoVA 的磨损表面产 生了很厚的氧化层( 图 5( d) ) ，且表面有裂纹产生，同 时部分氧化层成块剥落; 30SiMn2MoVA 表面呈“橘皮” 状，有明显的磨损犁沟，为氧化物层大面积剥落后的典 型形貌． 2. 3 磨损截面分析 通过对磨面截面观察磨损亚表层结构形貌，可以 更清楚地判断摩擦氧化物层的存在情况． 不同环境温 度下两种身管钢磨损表面的界面形貌如图 6 所示，可 见在不同温度下，两种钢基体材料在截面均存在着一 个约 30 ～ 40 μm 塑性变形区域，靠近磨损表面的组织 更为细小，这可能与高温塑性变形以及动态再结晶有 关［13］． 磨损表面摩擦氧化物在不同环境温度下的特 征也不尽相同． 室温下，两种身管钢表面部分区域已 经出现了一层较薄的氧化物层，厚度约在 1 ～ 3 μm 左 右，并具有分层剥落趋势． 环境温度为 200 ℃ 时，两种 · 2071 ·

高文等：不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 ·1703· 2 3 (b2) 图4两种身管钢磨损表面宏观形貌.(al~a4)32Cr2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃)：(b1~b4)30SiMn2MoVA(25℃，200℃，400 ℃，600℃) Fig.4 Macromorphology of the wear surfaces of the two gun barrel steels:(al-a4)32Cr2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃)：(bl-b4) 30SiMn2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃) 钢磨损表面已经形成了较为完整的氧化物层，氧化层 接触状态，微凸体的变形、磨损粒子的迁移、硬的微凸 致密，厚度也在1~3um左右，已覆盖了磨损表面，可 体的犁削、摩擦氧化物生成均会对摩擦系数产生影响. 以有效阻隔盘-销之间金属的接触.环境温度为400℃ 本试验中，摩擦初始阶段为跑和状态，由于载荷较大， 时，两种身管钢磨损表面的氧化层开始出现剥落痕迹， 两接触面间发生黏着，因此摩擦系数显著增大.跑和 在此温度下材料的表面氧化物层的生成一剥落一再生 阶段结束后，滑动表面磨损粒子的大量产生以及摩擦 成快速发生.600℃时，32C2MoVA磨损表面产生了很 氧化物的生成使得摩擦系数迅速升高到0.3~0.4之 厚的氧化物层，厚度在20~30um左右；而 间并趋于稳定，整个过程耗时很短，之后摩擦磨损进入 30SiMn2MoVA表面没有发现完整的氧化层，仅有少量 稳定过程，磨损粒子以及摩擦氧化物的产生、迁移处于 的氧化层部分存在 一种动态平衡状态 2.4摩擦副材料不同温度下显微硬度 在单纯热作用下，铁要在570℃以上才会发生氧 不同环境温度下两种身管钢及盘基体显微硬度如 化时.但是，结合X射线衍射以及磨损表面（图3、图 图7所示，随着测试温度的提高，身管钢及磨盘的显微 6)的结果可见，各个环境温度下的身管钢磨损表面均 硬度均呈下降趋势.200℃时三种材料的显微硬度与 产生了氧化物.这是由于摩擦氧化反应所需要的热力 室温基本持平，且两种身管钢之间差异不大，对磨盘与 学条件比热化学反应更易满足，4Fe+302→2Fe03的 滑动销的显微硬度差值为400HV左右.400℃时， 摩擦化学反应激活能为0.7kJ·mol,而热化学反应所 32Cr2MoVA的显微硬度明显大于30SiMn2MoVA,这是 需激活能则达到54k·mol1.因此即使在摩擦过程 由于32C2MoVA中含有的铬、钼元素，影响了材料固 中温度较低时，摩擦磨损表面也会有氧化物生成.摩 溶强化以及第二相析出强化效果.此时盘基体 擦氧化物的产生与否是影响稳定磨损阶段摩擦系数的 W6Mo5C4V2显微硬度也有所下降，对磨盘与两种身 主要因素.尽管在不同的环境温度下摩擦氧化物的存 管钢滑动销的硬度差值均在340HV以上.600℃时， 在状态（厚度、完整性、致密性）不尽相同，但不管是少 盘基体W6Mo5C4V2与两种身管钢显微硬度进一步 量存在于微凸体间的氧化物还是覆盖磨损表面的致密 下降，30SiMn2MoVA已降至100HV左右，对磨盘与 氧化物，均存在一个不断反应生成一迁移一生成的过 32Cr2MoVA的显微硬度差值250HV,与30SiMn2MoVA 程.这一过程阻隔了金属间的直接接触，使得摩擦系 的差值达470HV. 数稳定在一定范围内 3讨论 3.2环境温度对磨损表面摩擦氧化物层的影响 磨损表面氧化物的生成受环境温度、磨损试验条 3.1摩擦系数的影响因素 件包括转速、载荷等因素影响，但其最终形态（包括氧 影响摩擦系数的因素的本质为两个摩擦副之间的 化物层的厚度、完整性、致密度等)还与磨盘材料与滑

高 文等: 不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 图 4 两种身管钢磨损表面宏观形貌 . ( a1 ～ a4) 32Cr2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( b1 ～ b4) 30SiMn2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) Fig． 4 Macromorphology of the wear surfaces of the two gun barrel steels: ( a1--a4) 32Cr2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( b1--b4) 30SiMn2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) 钢磨损表面已经形成了较为完整的氧化物层，氧化层 致密，厚度也在 1 ～ 3 μm 左右，已覆盖了磨损表面，可 以有效阻隔盘--销之间金属的接触． 环境温度为400 ℃ 时，两种身管钢磨损表面的氧化层开始出现剥落痕迹， 在此温度下材料的表面氧化物层的生成--剥落--再生 成快速发生． 600 ℃时，32Cr2MoVA 磨损表面产生了很 厚 的 氧 化 物 层，厚 度 在 20 ～ 30 μm 左 右; 而 30SiMn2MoVA 表面没有发现完整的氧化层，仅有少量 的氧化层部分存在． 2. 4 摩擦副材料不同温度下显微硬度 不同环境温度下两种身管钢及盘基体显微硬度如 图 7 所示，随着测试温度的提高，身管钢及磨盘的显微 硬度均呈下降趋势． 200 ℃ 时三种材料的显微硬度与 室温基本持平，且两种身管钢之间差异不大，对磨盘与 滑动销的 显 微 硬 度 差 值 为 400 HV 左 右． 400 ℃ 时， 32Cr2MoVA 的显微硬度明显大于 30SiMn2MoVA，这是 由于 32Cr2MoVA 中含有的铬、钼元素，影响了材料固 溶强化 以 及 第 二 相 析 出 强 化 效 果［14］． 此时 盘 基 体 W6Mo5Cr4V2 显微硬度也有所下降，对磨盘与两种身 管钢滑动销的硬度差值均在 340 HV 以上． 600 ℃ 时， 盘基体 W6Mo5Cr4V2 与两种身管钢显微硬度进一步 下降，30SiMn2MoVA 已 降 至 100 HV 左 右，对 磨 盘 与 32Cr2MoVA 的显微硬度差值 250 HV，与 30SiMn2MoVA 的差值达 470 HV． 3 讨论 3. 1 摩擦系数的影响因素 影响摩擦系数的因素的本质为两个摩擦副之间的 接触状态，微凸体的变形、磨损粒子的迁移、硬的微凸 体的犁削、摩擦氧化物生成均会对摩擦系数产生影响． 本试验中，摩擦初始阶段为跑和状态，由于载荷较大， 两接触面间发生黏着，因此摩擦系数显著增大． 跑和 阶段结束后，滑动表面磨损粒子的大量产生以及摩擦 氧化物的生成使得摩擦系数迅速升高到 0. 3 ～ 0. 4 之 间并趋于稳定，整个过程耗时很短，之后摩擦磨损进入 稳定过程，磨损粒子以及摩擦氧化物的产生、迁移处于 一种动态平衡状态． 在单纯热作用下，铁要在 570 ℃ 以上才会发生氧 化［15］． 但是，结合 X 射线衍射以及磨损表面( 图 3、图 6) 的结果可见，各个环境温度下的身管钢磨损表面均 产生了氧化物． 这是由于摩擦氧化反应所需要的热力 学条件比热化学反应更易满足，4Fe + 3O2→2Fe2O3的 摩擦化学反应激活能为 0. 7 kJ·mol － 1，而热化学反应所 需激活能则达到 54 kJ·mol － 1［16］． 因此即使在摩擦过程 中温度较低时，摩擦磨损表面也会有氧化物生成． 摩 擦氧化物的产生与否是影响稳定磨损阶段摩擦系数的 主要因素． 尽管在不同的环境温度下摩擦氧化物的存 在状态( 厚度、完整性、致密性) 不尽相同，但不管是少 量存在于微凸体间的氧化物还是覆盖磨损表面的致密 氧化物，均存在一个不断反应生成--迁移--生成的过 程． 这一过程阻隔了金属间的直接接触，使得摩擦系 数稳定在一定范围内． 3. 2 环境温度对磨损表面摩擦氧化物层的影响 磨损表面氧化物的生成受环境温度、磨损试验条 件包括转速、载荷等因素影响，但其最终形态( 包括氧 化物层的厚度、完整性、致密度等) 还与磨盘材料与滑 · 3071 ·

·1704· 工程科学学报，第39卷，第11期 (al (a3) 404m 404m 40 pm (bI b2) 40m 40 um 40m h3 40m 40m 高度m 高度m 13.48 12.82 11.55 13.48 0.99 500 12.82 500 9.627 然馆 9.159 7.701 7.327 5.776 5.496 250 250 851 3.664 1.925 1.832 250 500 671.3 250 500 长度m 671.3 长度m 图5不同环境温度下两种身管钢的磨面形貌.(al~4)32Cr2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃)：(b1~b4)30SiMn2MoVA(25℃， 200℃，400℃，600℃)：(c)(al)图的三维形貌：(d)(a4)图的三维形貌 Fig.5 Micromorphology of the wear surfaces of the two gun barrel steels at various temperatures:(al-a4)32Cr2MoVA(25℃，200℃，400℃，600 ℃)：(bl+4)30SiMn2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃)：(c）three--dimensional morphology of(al):(d)three-dimensional morphology of (a4)

工程科学学报，第 39 卷，第 11 期 图 5 不同环境温度下两种身管钢的磨面形貌 . ( a1 ～ a4) 32Cr2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( b1 ～ b4) 30SiMn2MoVA ( 25 ℃， 200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( c) ( a1) 图的三维形貌; ( d) ( a4) 图的三维形貌 Fig． 5 Micromorphology of the wear surfaces of the two gun barrel steels at various temperatures: ( a1--a4) 32Cr2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( b1--b4) 30SiMn2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( c) three-dimensional morphology of ( a1) ; ( d) three-dimensional morphology of ( a4) · 4071 ·

高文等：不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 ·1705· (al) (a2) 摩擦层 摩搽昃 基体 基体 30m 304m (a3) a4) 摩擦层 摩擦层 基体 基体 30 um 304m (b1) b2) 摩搽层 摩搽层 基体 基体 30m 30μm 63 (b4) 摩擦层 摩擦层 基体 基体 30m 304m 图6不同环境温度下两种身管钢磨损表面的界面形貌.(al~4)32C2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃)；(b1~b4)30SiMn2MoVA (25℃，200℃，400℃，600℃) Fig.6 Cross-sectional morphology of the wear surfaces of the two gun barrel steels at various temperatures:(al-a4)32Cr2MoVA (25C,200C. 400℃，600℃)：(b1b4)30SiMm2MoVA(25℃，200℃，400℃，600℃) 动销的硬度有关.文献7]将盘与销的硬度比值 于1.0时，发生严重磨损，当值大于1.0以上时，发生 (Hc/Ha,以下简写为Ha/Hn)作为衡量轻微-严重磨 轻微磨损.文献18]认为在200℃以上高温耐磨性取 损转变的关键因素，在磨损试验后硬度比H,/H。值低 决于摩擦氧化物层的形成与基体的热强性（亦即摩擦

高 文等: 不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 图 6 不同环境温度下两种身管钢磨损表面的界面形貌 . ( a1 ～ a4) 32Cr2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) ; ( b1 ～ b4) 30SiMn2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) Fig． 6 Cross-sectional morphology of the wear surfaces of the two gun barrel steels at various temperatures: ( a1--a4) 32Cr2MoVA ( 25 ℃，200 ℃， 400 ℃，600 ℃ ) ; ( b1--b4) 30SiMn2MoVA ( 25 ℃，200 ℃，400 ℃，600 ℃ ) 动销的 硬 度 有 关． 文 献［17］将盘与销的硬度比值 ( Hdisc /Hpin，以下简写为 Hd /Hp ) 作为衡量轻微--严重磨 损转变的关键因素，在磨损试验后硬度比 Hd /Hp值低 于 1. 0 时，发生严重磨损，当值大于 1. 0 以上时，发生 轻微磨损． 文献［18］认为在 200 ℃ 以上高温耐磨性取 决于摩擦氧化物层的形成与基体的热强性( 亦即摩擦 · 5071 ·

·1706· 工程科学学报，第39卷，第11期 900 -0-32Cr2MoV 氧化层，有效地隔绝了金属之间的接触，降低了磨损 -△-30SiMn2MoV 800 -★-W6Mo5Ni4V2 率.相同磨损试验条件下的30SiMn2MoV的磨损表 700 面，却只有1~3m的薄氧化物层存在.这些现象表 600 明磨损表面的氧化层形态特征与高温下对磨盘材料硬 500 度的下降以及H一H,的变化有关.对32C2MoVA而 400 言，环境温度从400℃升至600℃，磨盘材料硬度下降 300 较大，销试样硬度下降幅度较小，H一H变小，磨盘材 200 料不足以保持足够的强度对销试样进行剪切作用，磨 100 损表面生成的氧化物，绝大部分被留在磨损表面进一 200 400 600 步压实致密.而对30SiMn2MoV而言，H,一H.在400~ 温度PC 600℃温度区间进一步变大，磨盘材料仍具有绝对的 图7不同环境温度下两种身管钢及盘基体显微硬度 高硬度，销试样则严重软化，几乎失去了抵抗塑性变形 Fig.7 Microhardness of the substrate of the two gun barrel steels and 能力，部分材料在压应力和剪切力的作用下被挤出磨 the disc at various temperatures 面☒.在相同条件下生成的氧化物绝大多数也被磨 氧化物层的稳定性)，当H。/H。≤1时，摩擦氧化物更 盘带走，仅仅留下少量的极薄的氧化物膜，已无法起到 容易稳定存在，而在H/H。>1时，摩擦氧化物更容易 减磨作用. 分层剥落.但这些关于对磨材料影响的研究均只限于 在身管服役过程中，弹丸在身管内膛运动的过程 室温硬度，未考虑对磨材料硬度在高温下的下降，且对 中与身管产生摩擦磨损，身管内膛温度由于火药燃气 于销一盘硬度差异较大的磨损体系采用盘与销的硬度 放热、摩擦等因素影响而明显高于弹丸弹带（被甲）温 比值(H,/H。)来判断氧化物层是否稳定也不够精确. 度，身管内膛因温度提升而造成的硬度变化必然大于 在关注材料高温磨损性能的过程中，应该同时考虑摩 弹丸弹带（被甲），因此考虑身管内膛一弹丸弹带（被 擦副的两种材料在高温条件下实时硬度差值(H一 甲)磨损系统时，应该同时考虑二者因温度不同而带 H,以下简写为H。H。)的变化，这对于身管内膛的高 来的实时硬度变化对磨损行为和规律的影响，合理设 温磨损过程分析有一定的指导作用. 计磨损系统指标 H,一H。值较大时，影响氧化物形态的主要为销试 3.3不同环境温度下的磨损行为与机制 样硬度；H。H,值较小时，影响氧化物形态的主要为对 在磨损过程中，随着环境温度的改变，对磨材料、 磨材料硬度.在室温至200℃范围，H。一H。值较大，滑 销试样的高温硬度逐渐下降.同时，磨损表面生成氧 动销能够保持足够的强度以支撑氧化物的存在.室温 化物，氧化物在磨损表面形成致密氧化物层或剥落离 时，磨损表面生成的氧化物量较少，未完整覆盖磨损表 开磨损表面.这些变化最终体现在磨损表面形貌、相 面.随着温度的提升，200℃时较室温时氧化物覆盖的 组成以及磨损界面等方面的差别，通过这些特征可以 区域变大，氧化物的致密度也更大（图5(a2)、(b2), 分析身管材料在不同环境温度下磨损率变化的影响因 图6(a2)、(b2).环境温度为400℃时，X射线衍射分 素，揭示不同环境温度下的磨损行为与机制， 析结果表明磨损表面的氧化物数量明显增多，且主要 室温至200℃时，身管钢与对磨材料的硬度变化 氧化物已从Fe0转变为Fe,O,·此时身管钢与磨盘材 不大，H。H值较大，影响身管钢磨损行为的因素主要 料硬度均发生了下降，HH,值仍较大，因此滑动销的 为磨损表面氧化物层，环境温度为室温时，磨损表面 硬度下降使得基体材料无法有效支撑表面的氧化物 均已经生成了氧化物（图3），但数量仍相对较少，磨损 层，氧化物层开始出现剥落（图5(a3)、(b3),图6 表面整体颜色未改变（图4(al)、(b1)),此时氧化物 (3)、(b3)）,这与文献9-20]对于几类热模钢的研 只在部分区域产生（图5(al)、(b1),图6(al)、 究结果相一致 (b1)),这些氧化物首先产生在摩擦面实际接触点处， 同时，文献21]的研究表明，钢铁材料的高温磨 但还不足以改变磨损行为与机制，此时磨损机理主要 损性能在环境温度达到400℃时已经发生了由轻微磨 为黏着磨损和磨粒磨损.环境温度为200℃时，磨损 损向严重磨损的转变，在温度进一步升高后，钢基体材 表面已整体泛黄，氧化物数量显著增多（图4(2）、 料进一步发生软化，表面的氧化层将发生大量的剥落 (b2)),其厚度仍然较薄（图6(2）、(b2)),但此时氧 与分层，甚至进入基体材料内部.但是试验结果却与 化物已经可以在凸台处避免金属之间的接触（图5 这种预测不一致，32C2MoVA表面的氧化层不仅未发 (2)、(b2)),磨损机理为氧化轻微磨损，两种身管钢 现分层或剥落，反而出现了厚度达20um以上的致密 磨损率较室温时均有所降低

工程科学学报，第 39 卷，第 11 期 图 7 不同环境温度下两种身管钢及盘基体显微硬度 Fig． 7 Microhardness of the substrate of the two gun barrel steels and the disc at various temperatures 氧化物层的稳定性) ，当 Hd /Hp≤1 时，摩擦氧化物更 容易稳定存在，而在 Hd /Hp ＞ 1 时，摩擦氧化物更容易 分层剥落． 但这些关于对磨材料影响的研究均只限于 室温硬度，未考虑对磨材料硬度在高温下的下降，且对 于销--盘硬度差异较大的磨损体系采用盘与销的硬度 比值( Hd /Hp ) 来判断氧化物层是否稳定也不够精确． 在关注材料高温磨损性能的过程中，应该同时考虑摩 擦副的两种材料在高温条件下实时硬度差值( Hdisc-- Hpin，以下简写为 Hd--Hp ) 的变化，这对于身管内膛的高 温磨损过程分析有一定的指导作用． Hd --Hp值较大时，影响氧化物形态的主要为销试 样硬度; Hd --Hp值较小时，影响氧化物形态的主要为对 磨材料硬度． 在室温至 200 ℃ 范围，Hd --Hp值较大，滑 动销能够保持足够的强度以支撑氧化物的存在． 室温 时，磨损表面生成的氧化物量较少，未完整覆盖磨损表 面． 随着温度的提升，200 ℃时较室温时氧化物覆盖的 区域变大，氧化物的致密度也更大( 图 5( a2) 、( b2) ， 图 6( a2) 、( b2) ) ． 环境温度为400 ℃时，X 射线衍射分 析结果表明磨损表面的氧化物数量明显增多，且主要 氧化物已从 FeO 转变为 Fe3O4 ． 此时身管钢与磨盘材 料硬度均发生了下降，Hd --Hp值仍较大，因此滑动销的 硬度下降使得基体材料无法有效支撑表面的氧化物 层，氧化物层开始出现剥落( 图 5 ( a3 ) 、( b3 ) ，图 6 ( a3) 、( b3) ) ，这与文献［19--20］对于几类热模钢的研 究结果相一致． 同时，文献［21］的研究表明，钢铁材料的高温磨 损性能在环境温度达到 400 ℃时已经发生了由轻微磨 损向严重磨损的转变，在温度进一步升高后，钢基体材 料进一步发生软化，表面的氧化层将发生大量的剥落 与分层，甚至进入基体材料内部． 但是试验结果却与 这种预测不一致，32Cr2MoVA 表面的氧化层不仅未发 现分层或剥落，反而出现了厚度达 20 μm 以上的致密 氧化层，有效地隔绝了金属之间的接触，降低了磨损 率． 相同磨损试验条件下的 30SiMn2MoV 的 磨 损 表 面，却只有 1 ～ 3 μm 的薄氧化物层存在． 这些现象表 明磨损表面的氧化层形态特征与高温下对磨盘材料硬 度的下降以及 Hd --Hp的变化有关． 对 32Cr2MoVA 而 言，环境温度从 400 ℃升至 600 ℃，磨盘材料硬度下降 较大，销试样硬度下降幅度较小，Hd --Hp变小，磨盘材 料不足以保持足够的强度对销试样进行剪切作用，磨 损表面生成的氧化物，绝大部分被留在磨损表面进一 步压实致密． 而对 30SiMn2MoV 而言，Hd --Hp在 400 ～ 600 ℃温度区间进一步变大，磨盘材料仍具有绝对的 高硬度，销试样则严重软化，几乎失去了抵抗塑性变形 能力，部分材料在压应力和剪切力的作用下被挤出磨 面［22］． 在相同条件下生成的氧化物绝大多数也被磨 盘带走，仅仅留下少量的极薄的氧化物膜，已无法起到 减磨作用． 在身管服役过程中，弹丸在身管内膛运动的过程 中与身管产生摩擦磨损，身管内膛温度由于火药燃气 放热、摩擦等因素影响而明显高于弹丸弹带( 被甲) 温 度，身管内膛因温度提升而造成的硬度变化必然大于 弹丸弹带( 被甲) ，因此考虑身管内膛--弹丸弹带( 被 甲) 磨损系统时，应该同时考虑二者因温度不同而带 来的实时硬度变化对磨损行为和规律的影响，合理设 计磨损系统指标． 3. 3 不同环境温度下的磨损行为与机制 在磨损过程中，随着环境温度的改变，对磨材料、 销试样的高温硬度逐渐下降． 同时，磨损表面生成氧 化物，氧化物在磨损表面形成致密氧化物层或剥落离 开磨损表面． 这些变化最终体现在磨损表面形貌、相 组成以及磨损界面等方面的差别，通过这些特征可以 分析身管材料在不同环境温度下磨损率变化的影响因 素，揭示不同环境温度下的磨损行为与机制． 室温至 200 ℃ 时，身管钢与对磨材料的硬度变化 不大，Hd --Hp值较大，影响身管钢磨损行为的因素主要 为磨损表面氧化物层． 环境温度为室温时，磨损表面 均已经生成了氧化物( 图 3) ，但数量仍相对较少，磨损 表面整体颜色未改变( 图 4( a1) 、( b1) ) ，此时氧化物 只在 部 分 区 域 产 生 ( 图 5 ( a1 ) 、( b1 ) ，图 6 ( a1 ) 、 ( b1) ) ，这些氧化物首先产生在摩擦面实际接触点处， 但还不足以改变磨损行为与机制，此时磨损机理主要 为黏着磨损和磨粒磨损． 环境温度为 200 ℃ 时，磨损 表面已整体泛黄，氧 化 物 数 量 显 著 增 多( 图 4 ( a2) 、 ( b2) ) ，其厚度仍然较薄( 图 6( a2) 、( b2) ) ，但此时氧 化物已经可以在凸台处避免金属之间的接触( 图 5 ( a2) 、( b2) ) ，磨损机理为氧化轻微磨损，两种身管钢 磨损率较室温时均有所降低． · 6071 ·

高文等：不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 1707· 环境温度上升至400℃以上后，身管钢以及磨盘 磨损表面出现了厚度很大、致密的氧化物层（图6 材料的硬度开始影响磨损行为.两种身管钢磨损表面 (a4),氧化物层已全部覆盖金属表面（图3(4）)，隔 均出现了大量的氧化物（图3(a3)、(b3),图4(3）、 离了金属之间的接触，有效降低了身管钢的磨损率，磨 (3)),在较大的剪切力作用下，基体已经不能为材料 损机理为氧化轻微磨损；30SiMn2MoVA的H-H。值依 表面的氧化层提供有效支撑，磨损表面的氧化物层无 然很大，但30SiMn2MoVA的硬度大幅降低，磨损表面 法稳定存在，发生大量剥落（图5(3）、(b3),图6 尽管也生成了大量的氧化物（图3(4）)，但 (a3)、(b3)).氧化层在磨损过程中不断生成-生长- 30SiMn2MoVA在磨损过程中试样发生了明显的塑性 剥落，材料发生快速磨损，因此两种身管钢的磨损率均挤出（图4(4）)，磨损表面氧化物层绝大部分发生剥 升高.30SiMn2MoVA的高温硬度更低，因此其磨损率 离，呈“橘皮”形貌（图5(4）)，材料的大量塑性挤出 大于32C2MoVA.此时磨损进入氧化磨损轻微-严重 成为主导作用，磨损率较400℃时大幅上升，磨损机理 磨损的转变区，磨损机理为氧化严重磨损.环境温度 为塑性挤出磨损. 为600℃时，身管钢在高温下的硬度变化以及磨盘材 对不同环境温度下两种身管钢的高温硬度差、销 料与滑动销的高温硬度差决定了氧化层的形态，进而 硬度状态、氧化物层的状态、种类以及磨损机理等特征 影响了磨损机制.32C2MoVA的H,一H值明显减小， 进行总结，结果如表3所示： 表3不同环境温度下两种身管钢磨损特征 Table 3 Wear characteristics of the two gun barrel steels at various temperatures 材料种类 温度℃(H-H,),HV 销硬度状态 氧化物层状态 氧化物种类 磨损机理 子 400 可支撑氧化层 量少 FeO 黏若磨损、磨粒磨损 200 400 可支撑氧化层 薄、致密 Fe0 轻微氧化磨损 32Cr2MoVA 400 340 软化，不足以支撑氧化层 量大、剥落 Fe304 严重氧化磨损 600 250 软化程度小于盘软化程度 厚、致密 Fe203fe304 轻微氧化磨损 25 400 可支撑氧化层 量少 FeO 黏若磨损、磨粒磨损 200 400 可支撑氧化层 薄、致密 FeO 轻微氧化磨损 30SiMn2 MoVA 400 460 软化，不足以支撑氧化层 量大、剥落 Fe3O4 严重氧化磨损 600 470 软化程度大于盘软化程度 薄、量少 Fez03、Fe304 塑性挤出磨损 挤出导致仅仅留下少量的极薄的氧化物层. 1 结论 (3)室温至200℃时，影响身管钢磨损行为的因素 (1)两种身管钢的摩擦系数在各个温度区间内的 主要为磨损表面氧化物层.两种身管钢在室温下磨损 区别不大，其主要受摩擦氧化物产生与否影响.环境 机制均为黏着磨损及磨粒磨损，200℃下为氧化轻微 温度从室温至400℃，两种身管钢的磨损率均在200℃ 磨损.环境温度上升至400℃以上后，身管钢以及磨 时略有下降，然后在400℃时显著提高.环境温度为 盘材料的基体硬度开始影响磨损行为.400℃下两种 600℃时32Cr2MoVA的磨损率均较400℃显著下降， 身管钢均为氧化严重磨损.600℃下，32C2MoVA的 而30SiMn2MoVA的磨损率则进一步提高. H。H。减小，磨损表面出现了厚度很大、致密的氧化物 (2)温度、身管钢在高温下的硬度、磨盘材料与滑 层，磨损机理为氧化轻微磨损；而30SiMn2MoVA的 动销的高温硬度差H。一H,共同影响磨损表面氧化物层 H,一H,显著增大，试样发生了明显的塑性挤出，为塑性 的最终形态.在室温至200℃范围，H一H值较大，且 挤出磨损 磨盘材料、滑动销的硬度均未发生较大变化，滑动销能 够保持足够的强度以支撑氧化物的存在，室温时氧化 参考文献 物较少，200℃时受温度升高影响，氧化物覆盖了基体 [Ma F Q,Chen Y S,Duo Y X.Artillery and Automatic Weapons. 表层.400℃时，H。H。值仍较大，滑动销的硬度下降使 Beijing:Beijing Institute of Technology Press,2003 得基体材料无法有效支撑表面的氧化物层，氧化物层 (马福球，陈云生，朵英贤.火炮与自动武器.北京：北京理 大量剥落.600℃时，对32Cr2MoVA,H一H,变小，磨盘 工大学出版社，2003) 材料不足以保持足够的强度对销试样进行剪切作用， [2]Zhao JC,Guo R H,Sun T.Development history and trend analy- sis of shipborne laser weapons.Chin Opt,2013,6(2):151 磨损生成的氧化物被压实留在表面；对 (赵建川，郭汝海，孙涛.舰载激光武器的发展历程及趋势分 30SiMn2MoVA,H:一H,值很大，销试样硬度很小，塑性 析.中国光学，2013,6(2)：151)

高 文等: 不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究 环境温度上升至 400 ℃ 以上后，身管钢以及磨盘 材料的硬度开始影响磨损行为． 两种身管钢磨损表面 均出现了大量的氧化物( 图 3 ( a3) 、( b3) ，图 4 ( a3) 、 ( b3) ) ，在较大的剪切力作用下，基体已经不能为材料 表面的氧化层提供有效支撑，磨损表面的氧化物层无 法稳定 存 在，发 生 大 量 剥 落 ( 图 5 ( a3 ) 、( b3 ) ，图 6 ( a3) 、( b3) ) ． 氧化层在磨损过程中不断生成--生长-- 剥落，材料发生快速磨损，因此两种身管钢的磨损率均 升高． 30SiMn2MoVA 的高温硬度更低，因此其磨损率 大于 32Cr2MoVA． 此时磨损进入氧化磨损轻微--严重 磨损的转变区，磨损机理为氧化严重磨损． 环境温度 为 600 ℃时，身管钢在高温下的硬度变化以及磨盘材 料与滑动销的高温硬度差决定了氧化层的形态，进而 影响了磨损机制． 32Cr2MoVA 的 Hd --Hp值明显减小， 磨损 表 面 出 现 了 厚 度 很 大、致 密 的 氧 化 物 层( 图 6 ( a4) ) ，氧化物层已全部覆盖金属表面( 图 3( a4) ) ，隔 离了金属之间的接触，有效降低了身管钢的磨损率，磨 损机理为氧化轻微磨损; 30SiMn2MoVA 的 Hd --Hp值依 然很大，但 30SiMn2MoVA 的硬度大幅降低，磨损表面 尽 管 也 生 成 了 大 量 的 氧 化 物 ( 图 3 ( b4 ) ) ，但 30SiMn2MoVA 在磨损过程中试样发生了明显的塑性 挤出( 图 4( b4) ) ，磨损表面氧化物层绝大部分发生剥 离，呈“橘皮”形貌( 图 5( b4) ) ，材料的大量塑性挤出 成为主导作用，磨损率较 400 ℃时大幅上升，磨损机理 为塑性挤出磨损． 对不同环境温度下两种身管钢的高温硬度差、销 硬度状态、氧化物层的状态、种类以及磨损机理等特征 进行总结，结果如表 3 所示: 表 3 不同环境温度下两种身管钢磨损特征 Table 3 Wear characteristics of the two gun barrel steels at various temperatures 材料种类 温度/℃ ( Hd --Hp ) ，HV 销硬度状态 氧化物层状态 氧化物种类 磨损机理 25 400 可支撑氧化层 量少 FeO 黏着磨损、磨粒磨损 32Cr2MoVA 200 400 可支撑氧化层 薄、致密 FeO 轻微氧化磨损 400 340 软化，不足以支撑氧化层 量大、剥落 Fe3O4 严重氧化磨损 600 250 软化程度小于盘软化程度 厚、致密 Fe2O3、Fe3O4 轻微氧化磨损 25 400 可支撑氧化层 量少 FeO 黏着磨损、磨粒磨损 30SiMn2MoVA 200 400 可支撑氧化层 薄、致密 FeO 轻微氧化磨损 400 460 软化，不足以支撑氧化层 量大、剥落 Fe3O4 严重氧化磨损 600 470 软化程度大于盘软化程度 薄、量少 Fe2O3、Fe3O4 塑性挤出磨损 4 结论 ( 1) 两种身管钢的摩擦系数在各个温度区间内的 区别不大，其主要受摩擦氧化物产生与否影响． 环境 温度从室温至400 ℃，两种身管钢的磨损率均在 200 ℃ 时略有下降，然后在 400 ℃ 时显著提高． 环境温度为 600 ℃时 32Cr2MoVA 的磨损率均较 400 ℃ 显著下降， 而 30SiMn2MoVA 的磨损率则进一步提高． ( 2) 温度、身管钢在高温下的硬度、磨盘材料与滑 动销的高温硬度差 Hd --Hp共同影响磨损表面氧化物层 的最终形态． 在室温至 200 ℃ 范围，Hd --Hp值较大，且 磨盘材料、滑动销的硬度均未发生较大变化，滑动销能 够保持足够的强度以支撑氧化物的存在，室温时氧化 物较少，200 ℃ 时受温度升高影响，氧化物覆盖了基体 表层． 400 ℃时，Hd --Hp值仍较大，滑动销的硬度下降使 得基体材料无法有效支撑表面的氧化物层，氧化物层 大量剥落． 600 ℃ 时，对 32Cr2MoVA，Hd --Hp变小，磨盘 材料不足以保持足够的强度对销试样进行剪切作用， 磨 损 生 成 的 氧 化 物 被 压 实 留 在 表 面; 对 30SiMn2MoVA，Hd --Hp值很大，销试样硬度很小，塑性 挤出导致仅仅留下少量的极薄的氧化物层． ( 3) 室温至 200 ℃时，影响身管钢磨损行为的因素 主要为磨损表面氧化物层． 两种身管钢在室温下磨损 机制均为黏着磨损及磨粒磨损，200 ℃ 下为氧化轻微 磨损． 环境温度上升至 400 ℃ 以上后，身管钢以及磨 盘材料的基体硬度开始影响磨损行为． 400 ℃ 下两种 身管钢均为氧化严重磨损． 600 ℃ 下，32Cr2MoVA 的 Hd --Hp减小，磨损表面出现了厚度很大、致密的氧化物 层，磨 损 机 理 为 氧 化 轻 微 磨 损; 而 30SiMn2MoVA 的 Hd --Hp显著增大，试样发生了明显的塑性挤出，为塑性 挤出磨损． 参 考 文 献 ［1］ Ma F Q，Chen Y S，Duo Y X． Artillery and Automatic Weapons． Beijing: Beijing Institute of Technology Press，2003 ( 马福球，陈云生，朵英贤． 火炮与自动武器． 北京: 北京理 工大学出版社，2003) ［2］ Zhao J C，Guo Ｒ H，Sun T． Development history and trend analy￾sis of shipborne laser weapons． Chin Opt，2013，6( 2) : 151 ( 赵建川，郭汝海，孙涛． 舰载激光武器的发展历程及趋势分 析． 中国光学，2013，6( 2) : 151) · 7071 ·

·1708 工程科学学报，第39卷，第11期 B]Liang W,Zhang K.Development and key technologies of precise- (赵隆.某炮钢材料的强化机理研究[学位论文].南京：南 guidance weapon.Fire Contral Command Control,2008,3(12):5 京理工大学，2007) (梁薇，张科.精确制导武器发展及其关键技术.火力与指挥 [13]Wu S,Fu HT,Lian Y,et al.Investigation on high temperature 控制，2008,33(12)：5) wear behavior of a newly developed hot-work tool steel.Tribolo- 4]Jin Z M.Interior Ballistics of Guns.Beijing:Beijing Institute of gy,2016,36(1):104 Technology Press,2004 (吴帅，付航涛，连勇，等。一种新型热作模具钢的高温磨损 (金志明.枪炮内弹道学.北京：北京理工大学出版社， 性能研究.摩擦学学报，2016,36(1)：104) 2004) [14]Medvedeva A,Bergstrom J,Gunnarsson S,et al.High-empera- 5]Cote PJ.Rickard C.Gas-metal reaction products in the erosion of ture properties and microstructural stability of hot-work tool chromium-plated gun bores.Wear,2000,241 (1):17 steels.Mater Sci Eng A,2009,523(12)39 Chen L M,Lin C,Li M.Design and analysis of dynamic experi- 15]Zhang YZ.The Dry Tribology of the Material.Beijing:Science ment for engraving process of high-peed projectile.J Nanjing Press,2007 Unin Sci Technol,2015,39(2):139 (张永振.材料的干摩擦学.北京：科学出版社，2007) (陈龙淼，林贵，李淼.弹丸高速挤进过程动态试验设计与分 [16]Wei M X.Oxidatire Wear and Mild-to-Severe Wear Transition of 析.南京理工大学学报，2015,39(2)：139) Ferrous Alloys under Serere Conditions [Dissertation].Zhen- Wei M X,Wang SQ,Chen K M,et al.Relations between oxida- jiang:Jiangsu University,2011 tive wear and Cr content of steels.Wear,2011,272(1):110 (魏敏先.严酷工况下钢铁材料的氧化磨损及轻微一严重磨 [8]Wei M X,Wang F,Wang S Q,et al.Comparative research on 损转变[学位论文].镇江：江苏大学，2011) the elevated-emperature wear resistance of a cast hot-working die [17]Akagak T,Rigney D A.Sliding friction and wear of metals in steel.Mater Des,2009,30(9):3608 vacuum.Wear,1991,149(12):353 [9]Li S,Wu X C,Li XX,et al.Wear characteristics of Mo-W-ype [18]Zhang Q Y,Wang S Q,Li XX,et al.Relations of counterface hot-work steel at high temperature.Tribology Lett,2016.64(2): hardness with wear behavior and tribo-oxide layer of AlSI H13 32 steel.Metall Mater Trans A,2016,47(12):5960 [10]Wang S Q,Wang F.Cui X H,et al.Effect of secondary car- 09] Wei M X,Chen K M,Wang S Q,et al.Analysis for wear be- bides on oxidation wear of the Cr-Mo-V cast steels.Mater Lett, haviors of oxidative wear.Tribology Lett,2011,42(1):1 2008,62(2):279 D20]Wang S Q,Wei M X,Wang F,et al.Transition of elevated- [1]Li Z J,Wang X.Effect of temperature on friction and wear of temperature wear mechanisms and the oxidative delamination PCrMo steel.Hot Working Technol,2011,40(16)10 wear in hot-working die steels.Tribology Int,2010,43(3):577 (李占君，王霞.温度对PCMo钢摩擦磨损性能的影响.热 21] Wang S Q,Wei M X,Zhao Y T.Effects of the tribo-oxide and 加工工艺，2011,40(16)：10) matrix on dry sliding wear characteristics and mechanisms of a [12]Zhao L A Study on the Strengthen Reason of Certain Big Gun cast steel.Wear,2010,269 (5-6):424 Tube Material [Dissertation].Nanjing:Nanjing University of [22]So H,Chen H M,Chen L W.Extrusion wear and transition of Science and Technology,2007 wear mechanisms of steel.Wear,2008,265(78):1142

工程科学学报，第 39 卷，第 11 期 ［3］ Liang W，Zhang K． Development and key technologies of precise￾guidance weapon． Fire Control Command Control，2008，33( 12) : 5 ( 梁薇，张科． 精确制导武器发展及其关键技术． 火力与指挥 控制，2008，33( 12) : 5) ［4］ Jin Z M． Interior Ballistics of Guns． Beijing: Beijing Institute of Technology Press，2004 ( 金志明． 枪 炮 内 弹 道 学． 北 京: 北 京 理 工 大 学 出 版 社， 2004) ［5］ Cote P J，Ｒickard C． Gas-metal reaction products in the erosion of chromium-plated gun bores． Wear，2000，241( 1) : 17 ［6］ Chen L M，Lin G，Li M． Design and analysis of dynamic experi￾ment for engraving process of high-speed projectile． J Nanjing Univ Sci Technol，2015，39( 2) : 139 ( 陈龙淼，林贵，李淼． 弹丸高速挤进过程动态试验设计与分 析． 南京理工大学学报，2015，39( 2) : 139) ［7］ Wei M X，Wang S Q，Chen K M，et al． Ｒelations between oxida￾tive wear and Cr content of steels． Wear，2011，272( 1) : 110 ［8］ Wei M X，Wang F，Wang S Q，et al． Comparative research on the elevated-temperature wear resistance of a cast hot-working die steel． Mater Des，2009，30( 9) : 3608 ［9］ Li S，Wu X C，Li X X，et al． Wear characteristics of Mo-W-type hot-work steel at high temperature． Tribology Lett，2016，64( 2) : 32 ［10］ Wang S Q，Wang F，Cui X H，et al． Effect of secondary car￾bides on oxidation wear of the Cr--Mo--V cast steels． Mater Lett， 2008，62( 2) : 279 ［11］ Li Z J，Wang X． Effect of temperature on friction and wear of PCrMo steel． Hot Working Technol，2011，40( 16) : 10 ( 李占君，王霞． 温度对 PCrMo 钢摩擦磨损性能的影响． 热 加工工艺，2011，40( 16) : 10) ［12］ Zhao L． A Study on the Strengthen Ｒeason of Certain Big Gun Tube Material ［Dissertation］． Nanjing: Nanjing University of Science and Technology，2007 ( 赵隆． 某炮钢材料的强化机理研究［学位论文］． 南京: 南 京理工大学，2007) ［13］ Wu S，Fu H T，Lian Y，et al． Investigation on high temperature wear behavior of a newly developed hot-work tool steel． Tribolo￾gy，2016，36( 1) : 104 ( 吴帅，付航涛，连勇，等． 一种新型热作模具钢的高温磨损 性能研究． 摩擦学学报，2016，36( 1) : 104) ［14］ Medvedeva A，Bergstrom J，Gunnarsson S，et al． High-tempera￾ture properties and microstructural stability of hot-work tool steels． Mater Sci Eng A，2009，523( 1-2) : 39 ［15］ Zhang Y Z． The Dry Tribology of the Material． Beijing: Science Press，2007 ( 张永振． 材料的干摩擦学． 北京: 科学出版社，2007) ［16］ Wei M X． Oxidative Wear and Mild-to-Severe Wear Transition of Ferrous Alloys under Severe Conditions ［Dissertation］． Zhen￾jiang: Jiangsu University，2011 ( 魏敏先． 严酷工况下钢铁材料的氧化磨损及轻微--严重磨 损转变［学位论文］． 镇江: 江苏大学，2011) ［17］ Akagak T，Ｒigney D A． Sliding friction and wear of metals in vacuum． Wear，1991，149( 1-2) : 353 ［18］ Zhang Q Y，Wang S Q，Li X X，et al． Ｒelations of counterface hardness with wear behavior and tribo-oxide layer of AISI H13 steel． Metall Mater Trans A，2016，47( 12) : 5960 ［19］ Wei M X，Chen K M，Wang S Q，et al． Analysis for wear be￾haviors of oxidative wear． Tribology Lett，2011，42( 1) : 1 ［20］ Wang S Q，Wei M X，Wang F，et al． Transition of elevated￾temperature wear mechanisms and the oxidative delamination wear in hot-working die steels． Tribology Int，2010，43( 3) : 577 ［21］ Wang S Q，Wei M X，Zhao Y T． Effects of the tribo-oxide and matrix on dry sliding wear characteristics and mechanisms of a cast steel． Wear，2010，269( 5-6) : 424 ［22］ So H，Chen H M，Chen L W． Extrusion wear and transition of wear mechanisms of steel． Wear，2008，265( 7-8) : 1142 · 8071 ·