《工程科学学报》：NM400NM500级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理

工程科学学报，第41卷，第6期：797-808,2019年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.6:797-808,June 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.012:http://journals.ustb.edu.cn NM400/NM500级矿山机械用钢的高温磨损性能及 机理 黄夏旭四，申炎华，新舜尧，石博强 北京科技大学机械工程学院，北京100083 区通信作者，E-mail:huangxx(@ustb.cu.cn 摘要将直径为5mm的混合烧结AL,O,陶瓷球安装在高温滑动摩擦试验机夹持工具上与耐磨钢组成摩擦副，研究了耐磨 钢与氧化铝陶瓷球在200~300N、l00~4O0r·mi1不同载荷下的滑动摩擦行为.结合X射线衍射分析技术和扫描电镜等分 析手段研究了NM400和NM500两种耐磨钢在室温~300℃下摩擦界面处材料的氧化物形成、磨损表面形貌和显微组织等行 为.随温度升高，NM400和NM500的摩擦系数仍然处于0.27-0.40的范围内，但两者的平均摩擦系数分别从0.337、0.323逐 步降低至了0.296和0.288.在300℃时，氧化物的产生是摩擦系数略有下降的主要原因.随着温度的升高，摩擦行为首先以 磨粒磨损为主，随后逐渐发生氧化物的压入一剥离一氧化现象，使磨损速率略有降低。通过高温摩擦磨损行为与微量氧化模型 的分析发现，NM400和NM500钢在室温至300℃的磨损机制是磨粒磨损、挤压变形磨损以及微量氧化物磨损的共同作用. NM500钢表现出更加良好的耐磨性能主要原因是其硬度强度高于NM400钢.在高强微合金马氏体耐磨钢中添加少量合金元 素，使其在高温摩擦过程中产生一定量稳定附着的氧化物，在一定程度上能够起到降低磨损率的作用 关键词磨粒磨损：高温磨损：氧化物磨损：提料箕斗：衬板 分类号TG142.72 High-temperature wear performance and mechanism of NM400/NM500 mining machin- ery steels HUANG Xia-xu,SHEN Yan-hua,JIN Shun-yao,SHI Bo-qiang School of Mechanical Engineering,University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:huangxx@ustb.edu.cn ABSTRACT The friction and wear behavior of NM400 and NM500 steels in the temperature range from room temperature to 300 C were investigated,including the formation of interface oxide,wear surface morphology,and microstructures.A high-temperature sliding friction tester was used to study the behavior of sliding friction between wear-resistant steel and Al2 O:ceramic balls under different loads of 200-300 N and speeds of 100-400rmin.A ball-disc friction pair containing mix-sintered Al2O ceramic balls with a di- ameter of 5 mm was mounted on the holding tool and steel plate.The friction coefficients of the two materials from room temperature to 300 C are determined to be in a range of 0.27-0.40,whereas the average friction coefficients of NM400 and NM500 steels are found to decrease gradually from 0.337 to 0.296 and from 0.323 to 0.288.The generation of oxides is the primary reason for slight decrease in the friction coefficient at a high temperature of 300C.The friction behavior is controlled by the abrasive wear mechanism,and then the phenomenon of pressureinto-peeling-oxidation of oxide gradually occurs at a higher temperature,which slightly reduces the wear rate.Larger amount of oxides are produced on the interface as the temperature increases,but this is not sufficient to form a continuous 收稿日期：2018-05-07 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFC0600805)

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期: 797--808，2019 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 41，No． 6: 797--808，June 2019 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2019． 06． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn NM400 /NM500 级 矿山机械用钢的高温磨损性能及 机理 黄夏旭，申炎华，靳舜尧，石博强 北京科技大学机械工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: huangxx@ ustb． edu． cn 摘 要 将直径为 5 mm 的混合烧结 Al2O3陶瓷球安装在高温滑动摩擦试验机夹持工具上与耐磨钢组成摩擦副，研究了耐磨 钢与氧化铝陶瓷球在 200 ～ 300 N、100 ～ 400 r·min － 1不同载荷下的滑动摩擦行为． 结合 X 射线衍射分析技术和扫描电镜等分 析手段研究了 NM400 和 NM500 两种耐磨钢在室温 ～ 300 ℃下摩擦界面处材料的氧化物形成、磨损表面形貌和显微组织等行 为． 随温度升高，NM400 和 NM500 的摩擦系数仍然处于 0. 27 ～ 0. 40 的范围内，但两者的平均摩擦系数分别从 0. 337、0. 323 逐 步降低至了 0. 296 和 0. 288． 在 300 ℃时，氧化物的产生是摩擦系数略有下降的主要原因． 随着温度的升高，摩擦行为首先以 磨粒磨损为主，随后逐渐发生氧化物的压入--剥离--氧化现象，使磨损速率略有降低． 通过高温摩擦磨损行为与微量氧化模型 的分析发现，NM400 和 NM500 钢在室温至 300 ℃ 的磨损机制是磨粒磨损、挤压变形磨损以及微量氧化物磨损的共同作用． NM500 钢表现出更加良好的耐磨性能主要原因是其硬度强度高于 NM400 钢． 在高强微合金马氏体耐磨钢中添加少量合金元 素，使其在高温摩擦过程中产生一定量稳定附着的氧化物，在一定程度上能够起到降低磨损率的作用． 关键词 磨粒磨损; 高温磨损; 氧化物磨损; 提料箕斗; 衬板 分类号 TG142. 72 收稿日期: 2018--05--07 基金项目: 国家重点研发计划资助项目( 2016YFC0600805) High-temperature wear performance and mechanism of NM400 /NM500 mining machin￾ery steels HUANG Xia-xu ，SHEN Yan-hua，JIN Shun-yao，SHI Bo-qiang School of Mechanical Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: huangxx@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The friction and wear behavior of NM400 and NM500 steels in the temperature range from room temperature to 300 ℃ were investigated，including the formation of interface oxide，wear surface morphology，and microstructures． A high-temperature sliding friction tester was used to study the behavior of sliding friction between wear-resistant steel and Al2 O3 ceramic balls under different loads of 200 － 300 N and speeds of 100 － 400 r·min － 1 ． A ball-disc friction pair containing mix-sintered Al2O3 ceramic balls with a di￾ameter of 5 mm was mounted on the holding tool and steel plate． The friction coefficients of the two materials from room temperature to 300 ℃ are determined to be in a range of 0. 27 － 0. 40，whereas the average friction coefficients of NM400 and NM500 steels are found to decrease gradually from 0. 337 to 0. 296 and from 0. 323 to 0. 288． The generation of oxides is the primary reason for slight decrease in the friction coefficient at a high temperature of 300 ℃ ． The friction behavior is controlled by the abrasive wear mechanism，and then the phenomenon of pressure-into-peeling-oxidation of oxide gradually occurs at a higher temperature，which slightly reduces the wear rate． Larger amount of oxides are produced on the interface as the temperature increases，but this is not sufficient to form a continuous

·798 工程科学学报，第41卷，第6期 oxide layer.The main wear pattern at this time is still abrasive wear,although the wear rate and friction coefficient are affected by ox- ides.The main factors influencing the wear behavior are the hardness,oxide volume fraction,and oxidation activation energy of the wear-resistant steel,as found through the analysis of high-temperature frictional wear behavior and micro-oxidation model.In conclu- sion,the wear mechanisms of NM400 and NM500 steels from room temperature to 300C are influenced by the combined effect of abra- sive wear,extrusion deformation wear,and trace oxide wear.NM500 steel exhibites better wear resistance than NM400 steel,and this can be mainly attributed to higher level of its hardness.A small amount of additional alloying elements in the high-strength micro- alloyed martensitic wear-resistant steel can reduce the wear rate to some extent,due to the formation of a certain amount of stable atta- ched oxides that are produced during the high-temperature friction process. KEY WORDS abrasive wear:high-temperature wear:oxide wear;feeder:liner 在深井提升技术与装备方面，国外发展较早，在 化的场合，其耐磨性甚至不及一般的马氏体组织钢 提升容器技术研究方面也逐渐趋于成熟，随着国外 或合金耐磨铸铁.高络铸铁即所谓第二代耐磨材 金属矿井深度不断增加，提升容器正在朝着大型化、 料，特点是在基体上镶嵌着维氏硬度高达HV 轻量化的方向发展.大吨位提升容器轻量化设计 1300~1800的M7C3碳化物，制成的易损件在许多 时，材料的选择是至关重要的.由于受到深部地层 工况条件下表现出很小的失重和很高的使用寿 高应力、高水压、高地温、强干扰等影响，各部件的腐 命回，但由于其含有大量铬等稀缺元素，制造工艺 蚀程度将会增大：其次，金属矿石密度、硬度、颗粒比 要求严格，再加上其本身固有的脆性等因素限制了 较大，在装卸载时，对箱体、衬板、闸门等部件有冲击 这种材料的推广使用.近年来，具有可焊接性和可 作用，会造成严重磨损和变形，使用高强度的耐磨材 加工性的低合金高强度耐磨钢逐渐成为研究和应用 料是实现轻量化设计的一种有效途径 的热点四，该类耐磨钢成本较低且工艺简单，被广 目前，国内提升容器的斗箱、框架、立柱等零部 泛应用于工作条件恶劣的工程、采矿、建筑、农业、水 件大多采用Q345,加强筋大多采用Q235:母板内侧 泥生产、港口、电力、及冶金等机械产品上，如推土 的衬板，大多采用耐磨系列钢材（如NM360、 机、装载机、挖掘机、自卸车及各种矿山化械、抓斗、 NM450),在实际工作中，底板和装载冲击面上的衬 堆取料机、输料弯曲结构等B.国外的低合金高强 板，磨损和变形相对较为严重，更换频率高，一般 度耐磨钢牌号较齐全，例如瑞典奥克隆德的HAR- 1~2个月更换一次.对于增强衬板耐磨损、抗腐蚀、DOX系列、德国迪林根的V系列、德国蒂森克虎伯 抗变形的方法，常用的有两种，一种方法是增加衬板 的XAR系列、日本JFE的EVENHARD系列以及日 厚度，但该方法会增大提升容器自重，另一种方法是 本住友金属的SUMIHARDFF系列等钢种都具有优 采用高强度材料，可以在改善性能的同时，减轻提升 良的耐磨性能，在各类磨损工况下得到了广泛地应 容器自重.本文选取NM400,NM500为研究对象， 用.国内对于低合金高强度耐磨钢的研制起步虽然 研究其磨损性能及机理，期望为深井提升容器的轻 较晚，但随着国内钢铁企业中厚板技术装备水平的 量化设计提供一定的理论依据. 提高，使得低合金高强度耐磨钢的开发和应用己越 磨损是提升容器衬板失效的主要原因之一，频 来越成熟，耐磨钢生产逐步系列化、标准化.按照其 繁停车更换衬板的现象严重影响矿山的开采进度， HB硬度级别，出现了NM300、NM360、NM400、 不仅会带来巨大的经济损失，在某些特殊情况下还 NM450、NM500甚至NM550和NM600等一系列牌 会造成非常严重的事故.磨损失效分析是提高箕斗 号m.不过，硬度在HB400以上的耐磨钢还存在大 衬板使用寿命的前提.耐磨钢材料的研发及其摩擦 量进口的情况. 磨损性能的研究和应用，一直是钢铁材料的热点之 目前的低合金高强度耐磨钢，主要是通过添加 一.耐磨钢是具有较高耐磨性的钢铁材料的总称， 微量的合金元素，提高基体过冷奥氏体转变时的稳 目前被广泛应用的耐磨钢铁材料主要有三大类：高 定性，增加淬透性，同时这些元素还能起到细晶强 锰钢、耐磨铸铁和低合金耐磨钢.高锰钢经水淬处 化、固溶强化和析出强化的综合作用.通过“淬火+ 理后显微组织为单相奥氏体或奥氏体加少量的碳化 低温回火”的热处理工艺或“热轧直接淬火+回火” 物，具有良好的塑性和韧性匹配，在较大的冲击载荷 工艺获得马氏体组织，具备良好的强韧性匹配.例 或接触应力作用下，其表面可迅速产生加工硬化，发 如，NM400耐磨钢是低合金高强耐磨钢最常用的材 挥出很好的耐磨作用习，然而在难以产生加工硬 料之一，其中的微量合金元素如Cr、Nb、Ti等元素能

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 oxide layer． The main wear pattern at this time is still abrasive wear，although the wear rate and friction coefficient are affected by ox￾ides． The main factors influencing the wear behavior are the hardness，oxide volume fraction，and oxidation activation energy of the wear-resistant steel，as found through the analysis of high-temperature frictional wear behavior and micro-oxidation model． In conclu￾sion，the wear mechanisms of NM400 and NM500 steels from room temperature to 300 ℃ are influenced by the combined effect of abra￾sive wear，extrusion deformation wear，and trace oxide wear． NM500 steel exhibites better wear resistance than NM400 steel，and this can be mainly attributed to higher level of its hardness． A small amount of additional alloying elements in the high-strength micro￾alloyed martensitic wear-resistant steel can reduce the wear rate to some extent，due to the formation of a certain amount of stable atta￾ched oxides that are produced during the high-temperature friction process． KEY WOＲDS abrasive wear; high-temperature wear; oxide wear; feeder; liner 在深井提升技术与装备方面，国外发展较早，在 提升容器技术研究方面也逐渐趋于成熟，随着国外 金属矿井深度不断增加，提升容器正在朝着大型化、 轻量化的方向发展． 大吨位提升容器轻量化设计 时，材料的选择是至关重要的． 由于受到深部地层 高应力、高水压、高地温、强干扰等影响，各部件的腐 蚀程度将会增大; 其次，金属矿石密度、硬度、颗粒比 较大，在装卸载时，对箱体、衬板、闸门等部件有冲击 作用，会造成严重磨损和变形，使用高强度的耐磨材 料是实现轻量化设计的一种有效途径． 目前，国内提升容器的斗箱、框架、立柱等零部 件大多采用 Q345，加强筋大多采用 Q235; 母板内侧 的衬 板，大多采用耐磨系列钢材 ( 如 NM360、 NM450) ，在实际工作中，底板和装载冲击面上的衬 板，磨损和变形相对较为严重，更换频率高，一般 1 ～ 2个月更换一次． 对于增强衬板耐磨损、抗腐蚀、 抗变形的方法，常用的有两种，一种方法是增加衬板 厚度，但该方法会增大提升容器自重，另一种方法是 采用高强度材料，可以在改善性能的同时，减轻提升 容器自重． 本文选取 NM400，NM500 为研究对象， 研究其磨损性能及机理，期望为深井提升容器的轻 量化设计提供一定的理论依据． 磨损是提升容器衬板失效的主要原因之一，频 繁停车更换衬板的现象严重影响矿山的开采进度， 不仅会带来巨大的经济损失，在某些特殊情况下还 会造成非常严重的事故． 磨损失效分析是提高箕斗 衬板使用寿命的前提． 耐磨钢材料的研发及其摩擦 磨损性能的研究和应用，一直是钢铁材料的热点之 一． 耐磨钢是具有较高耐磨性的钢铁材料的总称， 目前被广泛应用的耐磨钢铁材料主要有三大类: 高 锰钢、耐磨铸铁和低合金耐磨钢． 高锰钢经水淬处 理后显微组织为单相奥氏体或奥氏体加少量的碳化 物，具有良好的塑性和韧性匹配，在较大的冲击载荷 或接触应力作用下，其表面可迅速产生加工硬化，发 挥出很好的耐磨作用［1--2］，然而在难以产生加工硬 化的场合，其耐磨性甚至不及一般的马氏体组织钢 或合金耐磨铸铁． 高络铸铁即所谓第二代耐磨材 料，特点是在基体上镶嵌着维氏硬度高达 HV 1300 ～ 1800 的 M7C3 碳化物，制成的易损件在许多 工况条件下表现出很小的失重和很高的使用寿 命［3］，但由于其含有大量铬等稀缺元素，制造工艺 要求严格，再加上其本身固有的脆性等因素限制了 这种材料的推广使用． 近年来，具有可焊接性和可 加工性的低合金高强度耐磨钢逐渐成为研究和应用 的热点［4］，该类耐磨钢成本较低且工艺简单，被广 泛应用于工作条件恶劣的工程、采矿、建筑、农业、水 泥生产、港口、电力、及冶金等机械产品上，如推土 机、装载机、挖掘机、自卸车及各种矿山化械、抓斗、 堆取料机、输料弯曲结构等［5--6］． 国外的低合金高强 度耐磨钢牌号较齐全，例如瑞典奥克隆德的 HAＲ- DOX 系列、德国迪林根的 V 系列、德国蒂森克虎伯 的 XAＲ 系列、日本 JFE 的 EVENHAＲD 系列以及日 本住友金属的 SUMIHAＲDFF 系列等钢种都具有优 良的耐磨性能，在各类磨损工况下得到了广泛地应 用． 国内对于低合金高强度耐磨钢的研制起步虽然 较晚，但随着国内钢铁企业中厚板技术装备水平的 提高，使得低合金高强度耐磨钢的开发和应用己越 来越成熟，耐磨钢生产逐步系列化、标准化． 按照其 HB 硬 度 级 别，出 现 了 NM300、NM360、NM400、 NM450、NM500 甚至 NM550 和 NM600 等一系列牌 号［7］． 不过，硬度在 HB 400 以上的耐磨钢还存在大 量进口的情况． 目前的低合金高强度耐磨钢，主要是通过添加 微量的合金元素，提高基体过冷奥氏体转变时的稳 定性，增加淬透性，同时这些元素还能起到细晶强 化、固溶强化和析出强化的综合作用． 通过“淬火 + 低温回火”的热处理工艺或“热轧直接淬火 + 回火” 工艺获得马氏体组织，具备良好的强韧性匹配． 例 如，NM400 耐磨钢是低合金高强耐磨钢最常用的材 料之一，其中的微量合金元素如 Cr、Nb、Ti 等元素能 · 897 ·

黄夏旭等：NM4O0/NM500级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 ·799· 够使其连续过冷转变曲线(CCT)右移，推迟奥氏体 研究工作，对这类材料的使用安全性和使用寿命预 向珠光体的相转变，因而提高合金的淬透性。其中 测产生了积极的指导作用.文献1-13]研究了室 少量的B元素还能在晶界处聚集，抑制先共析铁素 温下低合金高强耐磨钢与合金钢、干湿矿床环境、低 体的形核长大，进一步提高淬透性.同时还有一些 碳钢等多种摩擦副的摩擦行为，文献14]对比了搅 研究认为，固溶原子与N原子形成的气团钉扎作 拌摩擦、滑动摩擦、冲击摩擦等不同加载方式下的磨 用，还能够提高其强韧性.因此，经过淬火+低温回损规律.在矿山机械提升容器衬板的应用环境下， 火处理后的NM400钢，其显微组织通常是细小均匀 由于矿石颗粒或者其他矿物碎屑在高速摩擦的过程 的板条状马氏体，有时含有极少量的残余奥氏体组 中会在封闭空间内释放出大量的热，其发生摩擦磨 织，板条之中存在很多碳化物或者析出颗粒，还能够 损的过程实际上是在一定温度下进行的，与上述研 起到更好的强化作用圆.NM400钢与钢铁材料对磨 究存在一定的差异. 时，主要发生的是磨粒磨损，而与硬度更高的摩擦副 因此，本文针对矿物与低合金高强度耐磨钢之 对磨时，则会发生微切削产生的犁沟，因此这种耐磨 间高温下磨损行为规律开展研究工作.文中以 钢的表面硬度对其耐磨损性能影响很大.相比之 NM400和NM500两种级别的耐磨钢为研究对象， 下，NM500及以上级别的耐磨钢强度、硬度更高，而 通过不同温度下的摩擦磨损实验，分析温度对两种 且冲击韧性降低很少，因而具备更好的耐磨损性 材料磨损行为的影响规律，研究合金成分、显微组织 能.与NM4O0相比，NM5O0及以上级别的耐磨 和氧化行为对磨损过程的作用，进而探索其磨损形 钢，是通过继续增加碳、Cr、Ni、Mo等合金元素的含 式和磨损机理，期望对提高提升容器衬板使用寿命 量，一方面提高淬火+回火处理之后马氏体组织的 和对提升容器的轻量化设计提供一定的理论基础. 强度，另一方面增强合金元素的强韧化作用0.为 了保证材料的良好韧性，同时控制冶金和生成成本， 1实验部分 碳质量分数一般在0.25%~0.4%之间，其他合金 1.1实验材料 元素质量分数在1%左右甚至更低. 按照表1中所示的成分配比使用10kg真空感 低合金高强耐磨钢的磨损过程一直受到比较广 应熔炼炉熔炼NM4O0和NM500低合金耐磨钢的 泛的关注，针对其可能出现的使用工况开展了大量 铸锭。 表1NM400、NM500耐磨钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical compositions of NM400 and NM500 wear-esist steels % 合金 Mn Si Cr Ti B Als Nb Ni NM400 0.23 1.20 0.25 0.007 0.10 0.25 0.015 0.0015 0.020 0.020 NM500 0.35 1.50 0.70 0.001 0.01 1.00 0.050 0.0015 0.035 0.020 0.9 将铸锭进行表面打磨和冒口切削后，在1100℃ 本实验选取了直径中5mm矿石硬度6.5~7.0的氧 下退火3，使其成分均匀化.两种合金的铸锭在 化铝混合烧结球， 1050℃下锻造成20mm厚的板坯，再热轧成10mm 1.2摩擦实验 厚的板材.两种合金板材分别进行淬火和低温回火 将NM400和NM500耐磨钢机加工成40mm× 处理，其力学性能如表2所示 10mm的摩擦试样，然后用水砂纸逐级打磨至 表2耐磨钢的热处理工艺及力学性能 1500,再依次用3.5μm和2.5μm的金刚石抛光膏 Table 2 Heat treatment and mechanical properties of wear-resist steels 抛光约l5min.实验前用丙酮超声清洗试样表面 10min,吹干后使用. 抗拉 屈服 延伸 硬度， 合金 强度/MPa 强度/MPa 率1% HB 采用国产MG2000型高温滑动摩擦试验机并 NM400 1245 1084 45.00 使用球盘式摩擦副，以研究耐磨钢与陶瓷球之间不 NM500 1500 1300 53.35 同温度、载荷等条件下的滑动摩擦行为，实验示意图 如图1所示.氧化铝混合烧结陶瓷球直径为5mm, 针对提升容器的使用场景，本实验设计使用陶 安装在夹持工具上.实验转速范围为100~ 瓷烧结球来模拟矿石材料，NM400、NM500钢为衬 400rmin-1,载荷范围为200~300N.通过加热套 板来组成摩擦副.为了与矿石矿物的硬度相近似， 筒，在室温至300℃下进行不同温度下的摩擦磨损

黄夏旭等: NM400 /NM500 级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 够使其连续过冷转变曲线( CCT) 右移，推迟奥氏体 向珠光体的相转变，因而提高合金的淬透性． 其中 少量的 B 元素还能在晶界处聚集，抑制先共析铁素 体的形核长大，进一步提高淬透性． 同时还有一些 研究认为，固溶原子与 N 原子形成的气团钉扎作 用，还能够提高其强韧性． 因此，经过淬火 + 低温回 火处理后的 NM400 钢，其显微组织通常是细小均匀 的板条状马氏体，有时含有极少量的残余奥氏体组 织，板条之中存在很多碳化物或者析出颗粒，还能够 起到更好的强化作用［8］． NM400 钢与钢铁材料对磨 时，主要发生的是磨粒磨损，而与硬度更高的摩擦副 对磨时，则会发生微切削产生的犁沟，因此这种耐磨 钢的表面硬度对其耐磨损性能影响很大． 相比之 下，NM500 及以上级别的耐磨钢强度、硬度更高，而 且冲击韧性降低很少，因而具备更好的耐磨损性 能［9］． 与 NM400 相比，NM500 及以上级别的耐磨 钢，是通过继续增加碳、Cr、Ni、Mo 等合金元素的含 量，一方面提高淬火 + 回火处理之后马氏体组织的 强度，另一方面增强合金元素的强韧化作用［10］． 为 了保证材料的良好韧性，同时控制冶金和生成成本， 碳质量分数一般在 0. 25% ～ 0. 4% 之间，其他合金 元素质量分数在 1% 左右甚至更低． 低合金高强耐磨钢的磨损过程一直受到比较广 泛的关注，针对其可能出现的使用工况开展了大量 研究工作，对这类材料的使用安全性和使用寿命预 测产生了积极的指导作用． 文献［11--13］研究了室 温下低合金高强耐磨钢与合金钢、干湿矿床环境、低 碳钢等多种摩擦副的摩擦行为，文献［14］对比了搅 拌摩擦、滑动摩擦、冲击摩擦等不同加载方式下的磨 损规律． 在矿山机械提升容器衬板的应用环境下， 由于矿石颗粒或者其他矿物碎屑在高速摩擦的过程 中会在封闭空间内释放出大量的热，其发生摩擦磨 损的过程实际上是在一定温度下进行的，与上述研 究存在一定的差异． 因此，本文针对矿物与低合金高强度耐磨钢之 间高温下磨损行为规律开展研究工作． 文 中 以 NM400 和 NM500 两种级别的耐磨钢为研究对象， 通过不同温度下的摩擦磨损实验，分析温度对两种 材料磨损行为的影响规律，研究合金成分、显微组织 和氧化行为对磨损过程的作用，进而探索其磨损形 式和磨损机理，期望对提高提升容器衬板使用寿命 和对提升容器的轻量化设计提供一定的理论基础． 1 实验部分 1. 1 实验材料 按照表 1 中所示的成分配比使用 10 kg 真空感 应熔炼炉熔炼 NM400 和 NM500 低合金耐磨钢的 铸锭． 表 1 NM400、NM500 耐磨钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical compositions of NM400 and NM500 wear-resist steels % 合金 C Mn Si S P Cr Ti B Als Nb Ni NM400 0. 23 1. 20 0. 25 0. 007 0. 10 0. 25 0. 015 0. 0015 0. 020 0. 020 ― NM500 0. 35 1. 50 0. 70 0. 001 0. 01 1. 00 0. 050 0. 0015 0. 035 0. 020 0. 9 将铸锭进行表面打磨和冒口切削后，在 1100 ℃ 下退火 3 h，使其成分均匀化． 两种合金的铸锭在 1050 ℃下锻造成 20 mm 厚的板坯，再热轧成 10 mm 厚的板材． 两种合金板材分别进行淬火和低温回火 处理，其力学性能如表 2 所示． 表 2 耐磨钢的热处理工艺及力学性能 Table 2 Heat treatment and mechanical properties of wear-resist steels 合金 抗拉 强度/ MPa 屈服 强度/ MPa 延伸 率/% 硬度， HB NM400 1245 1084 15 45. 00 NM500 1500 1300 8 53. 35 针对提升容器的使用场景，本实验设计使用陶 瓷烧结球来模拟矿石材料，NM400、NM500 钢为衬 板来组成摩擦副． 为了与矿石矿物的硬度相近似， 本实验选取了直径 5 mm 矿石硬度 6. 5 ～ 7. 0 的氧 化铝混合烧结球． 1. 2 摩擦实验 将 NM400 和 NM500 耐磨钢机加工成40 mm × 10 mm 的 摩 擦 试 样，然后用水砂纸逐级打磨至 1500# ，再依次用 3. 5 μm 和 2. 5 μm 的金刚石抛光膏 抛光约 15 min． 实验前用丙酮超声清洗试样表面 10 min，吹干后使用． 采用国产 MG-2000 型高温滑动摩擦试验机并 使用球盘式摩擦副，以研究耐磨钢与陶瓷球之间不 同温度、载荷等条件下的滑动摩擦行为，实验示意图 如图 1 所示． 氧化铝混合烧结陶瓷球直径为 5 mm， 安装 在 夹 持 工 具 上． 实验转速范围为 100 ～ 400 r·min － 1，载荷范围为 200 ～ 300 N． 通过加热套 筒，在室温至 300 ℃ 下进行不同温度下的摩擦磨损 · 997 ·

·800 工程科学学报，第41卷，第6期 实验，温控精度小于±5℃ 分析仪(XRD)对样品进行衍射分析，通过衍射谱 15 mm 峰研究不同温度下的氧化物相组成.再将样品的 夹持工具 膜材界面横向剖切，经砂纸磨光和机械抛光，在体 积分数4%硝酸+酒精溶液腐蚀表面以显示其显 陶瓷球 微组织，通过多个摩擦界面的横截面观察其挤出 摩擦试样 ◆40lum 和压入部分的形貌以及显微组织，以进一步研究 磨损机理的变化规律 2试验结果 摩擦样品台 2.1显微组织 图2所示的是NM400和NM500耐磨钢的显微 图1摩擦实验原理示意图 组织扫描电镜照片.图中结果可知，经过淬火和低 Fig.1 Schematic of friction experiment 温回火处理，NM4O0和NM500合金的显微组织主 1.3摩擦磨损行为分析实验 要由回火马氏体组成，二者均呈现板条状马氏体的 为了研究摩擦磨损行为及机制，对每次摩擦 形貌，组织细小均匀，能够表现出良好的强韧性.原 实验之后的样品，使用超声波清洗仪清洗5min,去 γ晶粒内部被分割成多个不同延伸方向的马氏体 除磨屑，采用精密物理天平称量试样的质量以计 束，细小碳化物弥散分布在板条内部和板条之间. 算样品磨损失重和磨损率.使用Phenom ProX型 由于Mn,Cr,B等微量元素的添加，钢板表面到心部 扫描电子显微镜，观察摩擦后样品表面的磨痕、犁 的马氏体组织较为完全，晶粒大小差别不明显，组织 沟、氧化物等表面形貌变化，并且采用X射线衍射 更为均匀 图2NM400(a)和NM500(b)合金的显微组织扫描电镜照片 Fig.2 Microstructures of NM400 (a)and NM500 (b)steels 2.2摩擦系数变化规律 波动引起 图3所示为两种材料在室温和300℃的摩擦系 图3(c)所示为统计200N载荷下、室温至 数实验结果.由图3(a)和(b)可得，NM400与 300℃下的两种材料与陶瓷球的摩擦系数变化结 NM500耐磨钢在200N载荷、室温条件下长时间的 果.结果显示两种耐磨钢与陶瓷球之间的摩擦系数 摩擦系数存在一定差异.通过对1800s的摩擦实验 随着温度的升高呈现缓慢的下降趋势.虽然室温至 数据计算，该条件下NM400、NM500与氧化铝陶瓷 300℃下的摩擦系数的数值仍然处于0.27~0.40的 球之间的摩擦系数分别为0.337和0.323，均稍小 范围内，但是NM400和NM500长时间(1800s)摩擦 于钢铁材料摩擦副之间的摩擦系数.分析其原因实时的平均摩擦系数分别从0.337、0.323逐步降低至 验选取陶瓷球的硬度达到HB2500以上，远高于了0.296和0.288.温度升高时，陶瓷球比较稳定， NM400和NM500材料，而且表面粗糙度很低，陶瓷 其硬度强度基本不变，而且不会发生氧化还原化学 球可以视为刚体，使得摩擦过程主要以NM400和 反应，而对于NM400和NM500耐磨钢，随着温度的 NM5O0耐磨钢在陶瓷球的挤压和滑动作用下发生. 升高可能发生一定的氧化.一般情况下钢铁材料在 因此，本实验得到的摩擦系数很快就进入到误差稳 300℃以下的氧化速率非常缓慢，但在高速摩擦过 定的范围，摩擦系数的波动误差主要由设备的载荷 程中，摩擦副之间相对运动会产生大量的摩擦热，使

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 实验，温控精度小于 ± 5 ℃ ． 图 1 摩擦实验原理示意图 Fig． 1 Schematic of friction experiment 1. 3 摩擦磨损行为分析实验 为了研究摩擦磨损行为及机制，对每次摩擦 实验之后的样品，使用超声波清洗仪清洗 5 min，去 除磨屑，采用精密物理天平称量试样的质量以计 算样品磨损失重和磨损率． 使用 Phenom ProX 型 扫描电子显微镜，观察摩擦后样品表面的磨痕、犁 沟、氧化物等表面形貌变化，并且采用 X 射线衍射 分析仪( XＲD) 对样品进行衍射分析，通过衍射谱 峰研究不同温度下的氧化物相组成． 再将样品的 膜材界面横向剖切，经砂纸磨光和机械抛光，在体 积分数 4% 硝酸 + 酒精溶液腐蚀表面以显示其显 微组织，通过多个摩擦界面的横截面观察其挤出 和压入部分的形貌以及显微组织，以进一步研究 磨损机理的变化规律． 2 试验结果 2. 1 显微组织 图 2 所示的是 NM400 和 NM500 耐磨钢的显微 组织扫描电镜照片． 图中结果可知，经过淬火和低 温回火处理，NM400 和 NM500 合金的显微组织主 要由回火马氏体组成，二者均呈现板条状马氏体的 形貌，组织细小均匀，能够表现出良好的强韧性． 原 γ 晶粒内部被分割成多个不同延伸方向的马氏体 束，细小碳化物弥散分布在板条内部和板条之间． 由于 Mn，Cr，B 等微量元素的添加，钢板表面到心部 的马氏体组织较为完全，晶粒大小差别不明显，组织 更为均匀． 图 2 NM400( a) 和 NM500( b) 合金的显微组织扫描电镜照片 Fig． 2 Microstructures of NM400 ( a) and NM500 ( b) steels 2. 2 摩擦系数变化规律 图 3 所示为两种材料在室温和 300 ℃ 的摩擦系 数实验 结 果． 由 图 3 ( a ) 和 ( b) 可 得，NM400 与 NM500 耐磨钢在 200 N 载荷、室温条件下长时间的 摩擦系数存在一定差异． 通过对 1800 s 的摩擦实验 数据计算，该条件下 NM400、NM500 与氧化铝陶瓷 球之间的摩擦系数分别为 0. 337 和 0. 323，均稍小 于钢铁材料摩擦副之间的摩擦系数． 分析其原因实 验选取陶瓷球的硬度达到 HB 2500 以上，远高于 NM400 和 NM500 材料，而且表面粗糙度很低，陶瓷 球可以视为刚体，使得摩擦过程主要以 NM400 和 NM500 耐磨钢在陶瓷球的挤压和滑动作用下发生． 因此，本实验得到的摩擦系数很快就进入到误差稳 定的范围，摩擦系数的波动误差主要由设备的载荷 波动引起． 图 3 ( c) 所 示 为 统 计 200 N 载 荷 下、室 温 至 300 ℃下的两种材料与陶瓷球的摩擦系数变化结 果． 结果显示两种耐磨钢与陶瓷球之间的摩擦系数 随着温度的升高呈现缓慢的下降趋势． 虽然室温至 300 ℃下的摩擦系数的数值仍然处于 0. 27 ～ 0. 40 的 范围内，但是 NM400 和 NM500 长时间( 1800 s) 摩擦 时的平均摩擦系数分别从 0. 337、0. 323 逐步降低至 了 0. 296 和 0. 288． 温度升高时，陶瓷球比较稳定， 其硬度强度基本不变，而且不会发生氧化还原化学 反应，而对于 NM400 和 NM500 耐磨钢，随着温度的 升高可能发生一定的氧化． 一般情况下钢铁材料在 300 ℃以下的氧化速率非常缓慢，但在高速摩擦过 程中，摩擦副之间相对运动会产生大量的摩擦热，使 · 008 ·

黄夏旭等：NM4O0/NM500级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 ·801· 050回 0.50 045 0.45 0.40 0.40 0.35 0.35 0.30 荷 0.30 0.25 0.25 0.20 0.20 020040060080010001200140016001800 020040060080010001200140016001800 时间/s 时间s 0.34何 0.33 1400 0.32 0.31 NM500 0.30 0.29 0 50 100150200250300 温度/℃ 图3200N截荷室温下合金的摩擦.(a)NM400合金：(b)NM500合金：(c)平均摩擦系数 Fig.3 Friction coefficient of the alloys under a load of 200 N:(a)NM400:(b)NM500:(c)average friction coefficient 其接触的界面温度明显高于环境温度.同时由于摩 的铁素体基体对应的衍射峰，仅有极少量的Fe2O3 擦磨损的过程中会不断产生新的磨损表面，对氧化 对应的衍射峰.说明室温时耐磨钢试样表面存在少 过程也能产生进一步的影响.氧化过程的发生，将 量氧化物，而300℃下的衍射谱线可以看出明显出 使摩擦界面上存在耐磨钢的氧化物，进而影响其摩 现了FezO,和FeO,两种氧化物对应的谱峰，这表明 擦系数 在该温度下出现了明显的氧化现象，与上节所述分 2.3摩擦界面的氧化物物相分析 析结果吻合. 为了继续探究NM400、NM500钢在不同温度下 2.4磨损样品表面形貌 摩擦时发生的氧化现象，采用X射线衍射分析技术 NM400和NM500耐磨钢室温下的磨损形貌变 (XRD)对不同温度下，200N载荷，400r·min-1的条 化如图5. 件下摩擦60min的样品进行了物相分析，结果如 NM400和NM500钢的磨损表面出现明显的犁 图4中的曲线所示.比较图4(a)和(b)曲线可知， 沟，当陶瓷球模拟矿物颗粒压缩NM4O0和 NM400和NM500耐磨钢室温下只发现了体心立方 NM500耐磨钢表面时，钢表面发生塑性形变，使得 _(a) Fe 300℃ (b) Fe 300℃ Fe,O,Fe,0 Fe.0. Fe.O. Fe,O 20℃ 20℃ 20 40 50 60 70 80 20 30 0 50 60 70 80 20/9 20) 图4耐磨钢摩擦表面的X射线衍射图谱.(a)NM400:(b)NM500 Fig.4 X-Ray diffraction results of the friction surfaces of steels:(a)NM400:(b)NM500

黄夏旭等: NM400 /NM500 级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 图 3 200 N 载荷室温下合金的摩擦． ( a) NM400 合金; ( b) NM500 合金; ( c) 平均摩擦系数 Fig． 3 Friction coefficient of the alloys under a load of 200 N: ( a) NM400; ( b) NM500; ( c) average friction coefficient 其接触的界面温度明显高于环境温度． 同时由于摩 擦磨损的过程中会不断产生新的磨损表面，对氧化 过程也能产生进一步的影响． 氧化过程的发生，将 使摩擦界面上存在耐磨钢的氧化物，进而影响其摩 擦系数． 图 4 耐磨钢摩擦表面的 X 射线衍射图谱． ( a) NM400; ( b) NM500 Fig． 4 X-Ｒay diffraction results of the friction surfaces of steels: ( a) NM400; ( b) NM500 2. 3 摩擦界面的氧化物物相分析 为了继续探究 NM400、NM500 钢在不同温度下 摩擦时发生的氧化现象，采用 X 射线衍射分析技术 ( XＲD) 对不同温度下，200 N 载荷，400 r·min － 1的条 件下摩擦 60 min 的样品进行了物相分析，结果如 图 4 中的曲线所示． 比较图 4( a) 和( b) 曲线可知， NM400 和 NM500 耐磨钢室温下只发现了体心立方 的铁素体基体对应的衍射峰，仅有极少量的 Fe2 O3 对应的衍射峰． 说明室温时耐磨钢试样表面存在少 量氧化物，而 300 ℃ 下的衍射谱线可以看出明显出 现了 Fe2O3和 Fe3O4两种氧化物对应的谱峰，这表明 在该温度下出现了明显的氧化现象，与上节所述分 析结果吻合． 2. 4 磨损样品表面形貌 NM400 和 NM500 耐磨钢室温下的磨损形貌变 化如图 5． NM400 和 NM500 钢的磨损表面出现明显的犁 沟［15］，当陶瓷球模拟矿物颗粒 压 缩 NM400 和 NM500 耐磨钢表面时，钢表面发生塑性形变，使得 · 108 ·

·802 工程科学学报，第41卷，第6期 b 图5NM400(a)和NM500(b)钢室温下的摩擦表面形貌照片 Fig.5 Wear surface topography of NM400(a)and NM500 (b)steel 摩擦区域材料向周围塑性流动，形成磨损凹坑，导致 均在0.5%~1.0%以内.而且，这些合金元素含 变形磨损失重.同时陶瓷球的硬度远大于耐磨钢， 量较低，因此NM400和NM500耐磨钢的氧化物成 其表面与耐磨钢的表面发生刮擦，导致了较浅犁沟 分及数量的差别并不大.从图6和图7中的氧化 的出现.因此，材料在室温下的主要磨损机制是磨 物形貌还可以看出，有些氧化物在摩擦磨损的过 粒磨损和挤压变形磨损 程中，发生了翘起甚至剥落的现象，随后又被陶瓷 图6、图7中所示为NM400、NM500耐磨钢 球压入摩擦表面，出现了与基体之间的缝隙和微 100~300℃下的磨损表面形貌结果，高温时耐磨钢 裂纹.图6()、图7()以及图8中300℃时两种 的磨损行为与室温条件下一致，但摩擦表面产生了 耐磨钢的磨损形貌中，还出现了较大区域的氧化 氧化物层.图6和图7的(c)、(d)、(e)、(f)是背散 物片层被压下磨损碎裂的现象，并且还出现了少 射成像(QBSD)照片，其中的基体与氧化物由于化 量的基体微裂纹. 学成分差异明显而表现出颜色和衬度的显著差异. 由上述结果可知，NM400和NM500耐磨钢室 氧化物中原子序数小的氧原子含量更多，因此在背 温至300℃时的摩擦磨损行为和规律相似，摩擦界 散射相照片中呈现深色 面上产生的氧化物层也随着温度的升高而增加，但 结合图6~8中的形貌照片和图4中不同温度 是氧化物并没有形成连续的氧化物层，此时的主要 下的X射线衍射谱峰曲线可以发现，此时的氧化 磨损规律仍然是磨粒磨损为主，但磨损速率和摩擦 物主要是Fe,O3和Fe3O,的混合物.对比图6和图 系数受到了氧化物的影响的 7中的形貌可以发现，100℃时的摩擦界面上产生 2.5磨损量和磨损行为规律 了明显的少量氧化物，而且这些氧化物层在摩擦 将摩擦磨损试验后的样品在丙酮溶液中进行充 的作用下镶嵌在了磨痕和犁沟之中（图6~7的 分的超声波清洗去除摩屑，精确称量样品质量之后 (a)、(b)).随着摩擦温度的升高，氧化物的面积 计算摩擦实验过程中的磨损量，结果如图9和10 不断增大，而且氧化物在摩擦界面所占的面积比 所示 例也显著增加.对每个温度下磨损实验对应的至 图9是NM400和NM500耐磨钢在室温下摩擦 少50个氧化物区域尺寸进行平均半径尺寸的测 过程中200N载荷和300N载荷条件下的磨损量随 量，测量结果表明NM400耐磨钢中的氧化物区域 时间变化曲线.可以看出，磨损量是随着时间的增 在100、200和300℃时其氧化物区域的半径从 加而逐渐增加的，但是增加的速率会略有降低.本 10~15μm增加到了21~29um和33~45um.由 实验测算得到的NM400耐磨钢200N载荷下， 于氧化物区域变大，其形状在摩擦磨损过程中不 400rmin-1速率摩擦90min时的磨损量约为40mg, 断被拉长，使得高温下磨损产生的氧化物区域尺 而NM500耐磨钢磨损量仅为15mg左右.对比 寸更加不均匀，另外，这些氧化物会被陶瓷球不断 NM400和NM500耐磨钢的显微组织及力学性能， 地压入耐磨钢的摩擦表面，因此很难进行准确的 由于NM500钢中的残余奥氏体含量更低，碳化物含 氧化区域面积分数统计.NM500耐磨钢表现出了 量更多，而且马氏体板条较NM400钢稍细，因此具 与NM400耐磨钢相似的氧化和磨损行为.对比表 有更高的强韧性能，在室温摩擦过程中更抗磨 1中的NM400和NM500的化学成分，二者的主要 损).对比图9(a)和(b)还可以看出，载荷的增加 差异是Cr、Ti、Mn等微量合金元素，而且成分差异 会导致磨损量的显著增加，而且NM400钢磨损量的

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 图 5 NM400( a) 和 NM500( b) 钢室温下的摩擦表面形貌照片 Fig． 5 Wear surface topography of NM400 ( a) and NM500 ( b) steel 摩擦区域材料向周围塑性流动，形成磨损凹坑，导致 变形磨损失重． 同时陶瓷球的硬度远大于耐磨钢， 其表面与耐磨钢的表面发生刮擦，导致了较浅犁沟 的出现． 因此，材料在室温下的主要磨损机制是磨 粒磨损和挤压变形磨损． 图 6、图 7 中 所 示 为 NM400、NM500 耐 磨 钢 100 ～ 300 ℃下的磨损表面形貌结果，高温时耐磨钢 的磨损行为与室温条件下一致，但摩擦表面产生了 氧化物层． 图 6 和图 7 的( c) 、( d) 、( e) 、( f) 是背散 射成像( QBSD) 照片，其中的基体与氧化物由于化 学成分差异明显而表现出颜色和衬度的显著差异． 氧化物中原子序数小的氧原子含量更多，因此在背 散射相照片中呈现深色． 结合图 6 ～ 8 中的形貌照片和图 4 中不同温度 下的 X 射线衍射谱峰曲线可以发现，此时的氧化 物主要是 Fe2O3和 Fe3O4的混合物． 对比图 6 和图 7 中的形貌可以发现，100 ℃ 时的摩擦界面上产生 了明显的少量氧化物，而且这些氧化物层在摩擦 的作用下镶嵌在了磨痕和犁沟之中( 图 6 ～ 7 的 ( a) 、( b) ) ． 随着摩擦温度的升高，氧化物的面积 不断增大，而且氧化物在摩擦界面所占的面积比 例也显著增加． 对每个温度下磨损实验对应的至 少 50 个氧化物区域尺寸进行平均半径尺寸的测 量，测量结果表明 NM400 耐磨钢中的氧化物区域 在 100、200 和 300 ℃ 时其氧化物区域的半径从 10 ～ 15 μm 增加到了21 ～ 29 μm 和 33 ～ 45 μm． 由 于氧化物区域变大，其形状在摩擦磨损过程中不 断被拉长，使得高温下磨损产生的氧化物区域尺 寸更加不均匀，另外，这些氧化物会被陶瓷球不断 地压入耐磨钢的摩擦表面，因此很难进行准确的 氧化区域面积分数统计． NM500 耐磨钢表现出了 与 NM400 耐磨钢相似的氧化和磨损行为． 对比表 1 中的 NM400 和 NM500 的化学成分，二者的主要 差异是 Cr、Ti、Mn 等微量合金元素，而且成分差异 均在 0. 5% ～ 1. 0% 以内． 而且，这些合金元素含 量较低，因此 NM400 和 NM500 耐磨钢的氧化物成 分及数量的差别并不大． 从图 6 和图 7 中的氧化 物形貌还可以看出，有些氧化物在摩擦磨损的过 程中，发生了翘起甚至剥落的现象，随后又被陶瓷 球压入摩擦表面，出现了与基体之间的缝隙和微 裂纹． 图 6( f) 、图 7( f) 以及图 8 中 300 ℃ 时两种 耐磨钢的磨损形貌中，还出现了较大区域的氧化 物片层被压下磨损碎裂的现象，并且还出现了少 量的基体微裂纹． 由上述结果可知，NM400 和 NM500 耐磨钢室 温至 300 ℃时的摩擦磨损行为和规律相似，摩擦界 面上产生的氧化物层也随着温度的升高而增加，但 是氧化物并没有形成连续的氧化物层，此时的主要 磨损规律仍然是磨粒磨损为主，但磨损速率和摩擦 系数受到了氧化物的影响［16］． 2. 5 磨损量和磨损行为规律 将摩擦磨损试验后的样品在丙酮溶液中进行充 分的超声波清洗去除摩屑，精确称量样品质量之后 计算摩擦实验过程中的磨损量，结果如图 9 和 10 所示． 图 9 是 NM400 和 NM500 耐磨钢在室温下摩擦 过程中 200 N 载荷和 300 N 载荷条件下的磨损量随 时间变化曲线． 可以看出，磨损量是随着时间的增 加而逐渐增加的，但是增加的速率会略有降低． 本 实验 测 算 得 到 的 NM400 耐 磨 钢 200 N 载 荷 下， 400 r·min － 1速率摩擦 90 min 时的磨损量约为 40 mg， 而 NM500 耐磨钢磨损量仅为 15 mg 左 右． 对 比 NM400 和 NM500 耐磨钢的显微组织及力学性能， 由于 NM500 钢中的残余奥氏体含量更低，碳化物含 量更多，而且马氏体板条较 NM400 钢稍细，因此具 有更高的强韧性能，在室温摩擦过程中更抗磨 损［17］． 对比图 9( a) 和( b) 还可以看出，载荷的增加 会导致磨损量的显著增加，而且 NM400 钢磨损量的 · 208 ·

黄夏旭等：NM4O0/NM500级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 ·803· a 一少量纸化物 犁沟 (f) 图6NM400耐磨钢不同温度下的磨损表面形貌照片.(a,b)100℃：(c,d)200℃：(c,f0300℃ Fig.6 Wear surface topography of NM400 steel with increasing frictional temperatures:(a,b)100C:(e,d)200C:(e,f)300C 增加明显大于NM500钢. 下金属材料的强度硬度会显著降低，导致磨损量的 图10所示为NM400和NM500钢不同温度下 增加.但是，温度升高至300℃时，磨损量却表现出 200N和300N载荷条件下的磨损量测量结果数据 了略微降低的现象.结合实验过程中的界面形貌和 曲线.从图中可以看出，随着温度的升高，磨损量是 相组成可知，此时磨损量的异常变化主要是由于界 逐渐增加的，但是增加的速率缓慢.这是由于，高温 面氧化物的产生导致的

黄夏旭等: NM400 /NM500 级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 图 6 NM400 耐磨钢不同温度下的磨损表面形貌照片． ( a，b) 100 ℃ ; ( c，d) 200 ℃ ; ( e，f) 300 ℃ Fig． 6 Wear surface topography of NM400 steel with increasing frictional temperatures: ( a，b) 100 ℃ ; ( c，d) 200 ℃ ; ( e，f) 300 ℃ 增加明显大于 NM500 钢． 图 10 所示为 NM400 和 NM500 钢不同温度下 200 N 和 300 N 载荷条件下的磨损量测量结果数据 曲线． 从图中可以看出，随着温度的升高，磨损量是 逐渐增加的，但是增加的速率缓慢． 这是由于，高温 下金属材料的强度硬度会显著降低，导致磨损量的 增加． 但是，温度升高至 300 ℃ 时，磨损量却表现出 了略微降低的现象． 结合实验过程中的界面形貌和 相组成可知，此时磨损量的异常变化主要是由于界 面氧化物的产生导致的． · 308 ·

·804· 工程科学学报，第41卷，第6期 ) 图7NM500耐磨钢不同温度下的磨损表面形貌照片.(a,b)100℃：(c,d)200℃：(e,0300℃ Fig.7 Wear surface topography of NM500 steel with increasing frictional temperatures:(a,b)100C:(e,d)200C:(e,f)300C 3实验结果讨论 发生黏着，摩擦系数显著增大.跑和阶段结束后，滑 动表面磨损颗粒的大量产生或摩擦氧化物的生成使 3.1摩擦系数的影响因素 得摩擦系数升高并趋于稳定，整个过程耗时很短，之 影响摩擦系数的本质因素是摩擦副两个物体之 后摩擦磨损进入稳定过程.本实验模拟的是矿物与 间的接触状态，如微凸体的变形、磨损粒子的迁移、 耐磨钢制件之间的摩擦磨损情况，耐磨钢的硬度远 硬的微凸体的犁削、摩擦氧化物等.一般情况下，摩 低于矿物硬度，因而在摩擦的过程中接触面的黏着 擦初始阶段为跑和状态，载荷的施加使两接触面间 过程主要是由耐磨钢表面产生的磨损颗粒或者氧化

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 图 7 NM500 耐磨钢不同温度下的磨损表面形貌照片． ( a，b) 100 ℃ ; ( c，d) 200 ℃ ; ( e，f) 300 ℃ Fig． 7 Wear surface topography of NM500 steel with increasing frictional temperatures: ( a，b) 100 ℃ ; ( c，d) 200 ℃ ; ( e，f) 300 ℃ 3 实验结果讨论 3. 1 摩擦系数的影响因素 影响摩擦系数的本质因素是摩擦副两个物体之 间的接触状态，如微凸体的变形、磨损粒子的迁移、 硬的微凸体的犁削、摩擦氧化物等． 一般情况下，摩 擦初始阶段为跑和状态，载荷的施加使两接触面间 发生黏着，摩擦系数显著增大． 跑和阶段结束后，滑 动表面磨损颗粒的大量产生或摩擦氧化物的生成使 得摩擦系数升高并趋于稳定，整个过程耗时很短，之 后摩擦磨损进入稳定过程． 本实验模拟的是矿物与 耐磨钢制件之间的摩擦磨损情况，耐磨钢的硬度远 低于矿物硬度，因而在摩擦的过程中接触面的黏着 过程主要是由耐磨钢表面产生的磨损颗粒或者氧化 · 408 ·

黄夏旭等：NM4O0/NM500级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 ·805· (a) 图8NM400(a)和NM500(b)耐磨钢300℃下摩擦1h后的表面形貌照片 Fig.8 Wear surface topography of NM400 steel (a)and NM500 steel (b)corresponding to the friction experiments at 300C for 1h 0 (n) 80( 70 30 60 NM400了 NM400 20 50 40 NM500 30 NM500 20 一 10 50 1D0 50 100 时间min 时间/min 图9耐磨钢室温下不同载荷400rmin1下的磨损量随时间变化规律.(a)200N:(b)300N Fig.9 Abrasion loss of steels with the rotational friction rate of 400rmin"!at room temperature:(a)200 N:(b)300N 0 (b NM400 NM400 40 15 =30 NM500 20 NM500 10 100 200 300 100 200 300 温度℃ 温度℃ 图10耐磨钢不同载荷400r·min1下的磨损量随温度变化规律.(a)200N:(b)300N Fig.10 Abrasion loss of steels with rotational friction rate of 400rmin at different temperatures:(a)200N:(b)300N 物引起的.这些磨粒会附着在陶瓷球的表面，使摩 化8.但是，结合X射线衍射以及磨损表面（图4） 擦过程快速的进入稳定阶段，因此本实验测量的摩 的结果发现，在较低的温度下也发生了摩擦界面的 擦系数比钢铁材料摩擦副之间的摩擦系数波动小. 氧化.与静态氧化不同，摩擦副表面的氧化反应还 氧化物对摩擦系数的影响则相对比较复杂.在 会受到摩擦界面的物理化学结构和性质的影响.耐 单纯热作用下，铁要在570℃以上才会发生氧 磨钢摩擦副的表面受到反复的机械应力和局部塑性

黄夏旭等: NM400 /NM500 级矿山机械用钢的高温磨损性能及机理 图 8 NM400 ( a) 和 NM500( b) 耐磨钢 300 ℃下摩擦 1 h 后的表面形貌照片 Fig． 8 Wear surface topography of NM400 steel ( a) and NM500 steel ( b) corresponding to the friction experiments at 300 ℃ for 1 h 图 9 耐磨钢室温下不同载荷 400 r·min － 1下的磨损量随时间变化规律． ( a) 200 N; ( b) 300 N Fig． 9 Abrasion loss of steels with the rotational friction rate of 400 r·min － 1 at room temperature: ( a) 200 N; ( b) 300 N 图 10 耐磨钢不同载荷 400 r·min － 1下的磨损量随温度变化规律． ( a) 200 N; ( b) 300 N Fig． 10 Abrasion loss of steels with rotational friction rate of 400 r·min － 1 at different temperatures: ( a) 200 N; ( b) 300 N 物引起的． 这些磨粒会附着在陶瓷球的表面，使摩 擦过程快速的进入稳定阶段，因此本实验测量的摩 擦系数比钢铁材料摩擦副之间的摩擦系数波动小． 氧化物对摩擦系数的影响则相对比较复杂． 在 单纯 热 作 用 下，铁 要 在 570 ℃ 以上才会发生氧 化［18］． 但是，结合 X 射线衍射以及磨损表面( 图 4) 的结果发现，在较低的温度下也发生了摩擦界面的 氧化． 与静态氧化不同，摩擦副表面的氧化反应还 会受到摩擦界面的物理化学结构和性质的影响． 耐 磨钢摩擦副的表面受到反复的机械应力和局部塑性 · 508 ·

·806 工程科学学报，第41卷，第6期 变形，会对摩擦界面的氧化过程起到促进作用.摩 的氧化温度较低，氧化物的体积分数也很低，并且随 擦过程中，摩擦界面不断的更新，进而发生新的氧化 着温度的变化升高很小，因此C可以在模型分析中 反应，也会加速氧化过程的进行.根据文献报道，同 简化为一个常数.采用该模型以NM500钢300N载 一个氧化过程，如4Fe+302→2Fe203,其摩擦氧化 荷下室温至300℃的磨损率进行拟合分析，拟合曲 所需的反应激活能为0.7kJ·mol-1,远低于热化学 线和实验数据对比如图11所示. 反应所需的激活能54kJ·mol-1.由于氧化现象的明 显发生，在高温摩擦过程中，氧化物被压入界面，参 0.19 与了摩擦副的相对运动，结合图3和8的结果可以 发现，氧化物的产生是高温下摩擦系数略微下降的 氧化模型拟合曲线 三0.18 主要原因. 3.2不同温度下的磨损机制分析 第0.17 当有氧化物存在时，磨损规律与氧化物的形成、 性能和是否发生与基体之间的剥落现象等规律存在 非常密切的内在联系，氧化磨损的数学模型多数是 .16- 050100150200250300 建立在以氧化物形成的动力学和表面磨损力学规律 温度/℃ 相结合的基础之上的.文献9]提出了室温氧化磨 图11NM500耐磨钢室温至300℃之间的磨损率实验数据与拟 合计算数据曲线 损的模型，这一模型在文献20]中得以修正，能够 Fig.11 Experimental data and calculation profiles of wear rate of 比较合理的描述室温摩擦的缓慢氧化问题.文献 NM400 steel in the temperature range from room temperature to 300C 21]中提出了高温氧化磨损的数学模型，用以解释 高温快速氧化时的磨损规律.但根据前文的分析， 虽然式(1)中提供的模型在未知摩擦界面氧化 NM400、NM500耐磨钢在室温至300℃范围内随着 动力学规律的前提下无法进行热激活能等参数的估 温度的升高氧化速率和氧化程度逐渐增加，但氧化 算和研究，但可以用于描述氧化过程中的磨损率变 物厚度有限，未发生大面积的氧化物剥离现象.因 化规律.图11中所示的计算数据曲线在室温至 此本文认为，这种情况下的磨损规律更近似于中小 200℃范围内与实验数据表现出了良好的匹配，说 载荷下均匀氧化时的磨损模型-.采用该模型 明此时式(1)描述的物理模型与磨损机制相适应. 分析磨损规律时，磨损率ω可用下式进行表达： 而300℃下的磨损率实验值与计算曲线的差异很 =LCA [e-0T)e]2 大，主要是由于此时氧化物的大量产生，使磨损量的 (1) UPs 测量误差增加导致的.从图4(b)、图7(e)~(f)和 其中：L为正压力载荷，N;v为转速，ms1;A为抛物 图8(b)之中可以看出，300℃下NM500钢的表面产 线型氧化Arrhenius常数，kg2·m-4·s-l;Q,为符合抛 生的氧化物数量和尺寸较其他温度下明显增加，因 物线型氧化规律时的氧化激活能，J·mol-1;R为摩 此附着在摩擦表面的氧化物也更多.因此，在测量 尔气体常数(Jmol-1,K-1):T为磨面接触凸台处的 失重并计算磨损率时，此时氧含量的增加会使得磨 温度；T为磨面未接触处的温度，也即环境温度；P 损率的测量值较真实值偏小.另外，由于实验中采 是耐磨钢基体的硬度.ε是氧化物与基体发生分离 用的样品尺寸较小，在摩擦磨损过程中测得的磨损 时的临界厚度.由于氧化物未能形成连续的覆盖 量实际数值也很小，也就更容易受到氧含量增加的 层，只是局部发生了破裂、剥离等现象，故本文实验 影响.因此，在氧化物磨损理论的研究中，通常把微 中观察到的氧化物分离厚度均在2~5m左右，其 量氧化和大量氧化的情况进行区分讨论，采用不同 数值变化不大，也可以视为定值. 的数学模型进行描述.本文的研究工作说明，室 式(1)中的C为氧化物膜中氧的质量分数，由 温至200℃下NM500钢表现出很明显的微量氧化 于基体中Fe是主要元素，其余合金元素如Cr、Ni等 磨损规律，而300℃下的磨损则应该属于大量氧化 的抗氧化能力远强于Fe,因此C可以简化成下式： 磨损的情况 6M (F) 从公式(1)可以看出，此时影响磨损规律的主 C=79-n)pM (o) (2) 要因素有耐磨钢基体的硬度、氧化物体积分数（常 式中，MMo分别是Fe和0的摩尔质量，n为 数C中体现)、氧化激活能，这表明耐磨钢NM400 Fe,O,的体积分数，p为Fe的密度.由于本实验研究 和NM500在室温至300℃的磨损机制是磨粒磨损

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 变形，会对摩擦界面的氧化过程起到促进作用． 摩 擦过程中，摩擦界面不断的更新，进而发生新的氧化 反应，也会加速氧化过程的进行． 根据文献报道，同 一个氧化过程，如 4Fe + 3O2→2Fe2O3，其摩擦氧化 所需的反应激活能为 0. 7 kJ·mol － 1，远低于热化学 反应所需的激活能 54 kJ·mol － 1 ． 由于氧化现象的明 显发生，在高温摩擦过程中，氧化物被压入界面，参 与了摩擦副的相对运动，结合图 3 和 8 的结果可以 发现，氧化物的产生是高温下摩擦系数略微下降的 主要原因． 3. 2 不同温度下的磨损机制分析 当有氧化物存在时，磨损规律与氧化物的形成、 性能和是否发生与基体之间的剥落现象等规律存在 非常密切的内在联系，氧化磨损的数学模型多数是 建立在以氧化物形成的动力学和表面磨损力学规律 相结合的基础之上的． 文献［19］提出了室温氧化磨 损的模型，这一模型在文献［20］中得以修正，能够 比较合理的描述室温摩擦的缓慢氧化问题． 文献 ［21］中提出了高温氧化磨损的数学模型，用以解释 高温快速氧化时的磨损规律． 但根据前文的分析， NM400、NM500 耐磨钢在室温至 300 ℃ 范围内随着 温度的升高氧化速率和氧化程度逐渐增加，但氧化 物厚度有限，未发生大面积的氧化物剥离现象． 因 此本文认为，这种情况下的磨损规律更近似于中小 载荷下均匀氧化时的磨损模型［22--24］． 采用该模型 分析磨损规律时，磨损率 ω 可用下式进行表达: ω = LC2 A vPε ［e － Qp /( 2ＲTc) + e － Qp /( 2ＲTs) ］2 ( 1) 其中: L 为正压力载荷，N; v 为转速，m·s － 1 ; A 为抛物 线型氧化 Arrhenius 常数，kg2 ·m － 4·s － 1 ; Qp为符合抛 物线型氧化规律时的氧化激活能，J·mol － 1 ; Ｒ 为摩 尔气体常数( J·mol － 1·K － 1 ) ; Tc为磨面接触凸台处的 温度; Ts为磨面未接触处的温度，也即环境温度; P 是耐磨钢基体的硬度． ε 是氧化物与基体发生分离 时的临界厚度． 由于氧化物未能形成连续的覆盖 层，只是局部发生了破裂、剥离等现象，故本文实验 中观察到的氧化物分离厚度均在 2 ～ 5 μm 左右，其 数值变化不大，也可以视为定值． 式( 1) 中的 C 为氧化物膜中氧的质量分数，由 于基体中 Fe 是主要元素，其余合金元素如 Cr、Ni 等 的抗氧化能力远强于 Fe，因此 C 可以简化成下式: C = 6M( Fe) ( 9 － η) ρM( O) ( 2) 式中，M( Fe) 、M( O) 分别是 Fe 和 O 的摩尔质量，η 为 Fe3O4的体积分数，ρ 为 Fe 的密度． 由于本实验研究 的氧化温度较低，氧化物的体积分数也很低，并且随 着温度的变化升高很小，因此 C 可以在模型分析中 简化为一个常数． 采用该模型以 NM500 钢 300N 载 荷下室温至 300 ℃ 的磨损率进行拟合分析，拟合曲 线和实验数据对比如图 11 所示． 图 11 NM500 耐磨钢室温至 300 ℃ 之间的磨损率实验数据与拟 合计算数据曲线 Fig． 11 Experimental data and calculation profiles of wear rate of NM400 steel in the temperature range from room temperature to 300 ℃ 虽然式( 1) 中提供的模型在未知摩擦界面氧化 动力学规律的前提下无法进行热激活能等参数的估 算和研究，但可以用于描述氧化过程中的磨损率变 化规律． 图 11 中所示的计算数据曲线在室温至 200 ℃范围内与实验数据表现出了良好的匹配，说 明此时式( 1) 描述的物理模型与磨损机制相适应． 而 300 ℃ 下的磨损率实验值与计算曲线的差异很 大，主要是由于此时氧化物的大量产生，使磨损量的 测量误差增加导致的． 从图 4( b) 、图 7( e) ～ ( f) 和 图 8( b) 之中可以看出，300 ℃下 NM500 钢的表面产 生的氧化物数量和尺寸较其他温度下明显增加，因 此附着在摩擦表面的氧化物也更多． 因此，在测量 失重并计算磨损率时，此时氧含量的增加会使得磨 损率的测量值较真实值偏小． 另外，由于实验中采 用的样品尺寸较小，在摩擦磨损过程中测得的磨损 量实际数值也很小，也就更容易受到氧含量增加的 影响． 因此，在氧化物磨损理论的研究中，通常把微 量氧化和大量氧化的情况进行区分讨论，采用不同 的数学模型进行描述［24］． 本文的研究工作说明，室 温至 200 ℃下 NM500 钢表现出很明显的微量氧化 磨损规律，而 300 ℃ 下的磨损则应该属于大量氧化 磨损的情况． 从公式( 1) 可以看出，此时影响磨损规律的主 要因素有耐磨钢基体的硬度、氧化物体积分数( 常 数 C 中体现) 、氧化激活能，这表明耐磨钢 NM400 和 NM500 在室温至 300 ℃的磨损机制是磨粒磨损、 · 608 ·