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·