白植雄等：两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 .911· 素之一.Wei等[认为在高温摩擦磨损过程中，较 导致在高温下长时间保温后HTCS-130钢的热稳定 高硬度的基体能抑制基体塑性变形的发生，使磨损 性能优于DAC55钢. 表面仅出现单层氧化物，而致密的氧化物层能对磨 损表面起到保护作用.由图7可知，HTCS-130钢和 ·-DAC55 ·-HTCS-130 DAC55钢经过24h保温后，最终硬度分别为36.9 HRC和31.2HRC.选取保温16h的试样进行组织 44 分析，如图8所示，两种材料马氏体组织均发生明显 HH) 的回复，马氏体板条形貌弱化，DAC55钢回复程度 36 大于HTCS-130钢，DAC55钢从基体中析出大量碳 化物，碳化物颗粒明显增多，表2为Jmat-Pro软件 32 模拟碳化物的结果，HTCS-130钢碳化物类型主要 10 15 20 25 为MC、M,C和M,C型，MC和M,C型碳化物能显著 时间h 提高材料耐磨性0-2]，DAC55钢则主要形成MaC6 图7DAC55钢和HTCS-130钢600℃保温时的热稳定曲线 型碳化物，同时又由于MC和M,C型碳化物具有比 Fig.7 Thermal stability curves of DAC55 steel and HTCS-130 steel M,C6型碳化物更高的析出温度和热稳定性能[2] holding at600℃ 1μm 图8DAC55钢和HTCS-130钢600℃保温16h回火后的组织形貌.(a)HTCS-130钢：(b)DAC55钢 Fig.8 Microstructures of DAC55 steel and HTCS-130 steel after tempering at 600C,holding for 16 h:(a)HTCS-130 steel;(b)DAC55 steel 表2HTCS-130钢和DAC55钢碳化物类型及含量（质量分数） 屑不断地产生和剥落导致摩擦系数产生较大的波 Table 2 Types and contents of carbides in HTCS-130 steel and DAC55 动.700℃时，DAC55钢的磨损表面生成一层致密 steel % 的氧化层，起到润滑作用，摩擦系数反而下降且数值 钢种 MC M2C M.C MaC6总计 相对平稳，而HTCS-130钢摩擦系数稳定性差则与 HTCS-130 0.82 3.96 1.53 6.31 氧化层分层剥落有关，当完整连续的氧化层在连续 DAC55 0.26 6.276.53 载荷挤压下出现脆裂时，最外层氧化物以片状形式 发生剥落，同时经剥落一摩擦一压实不断重复，导致 2.3摩擦系数 摩擦系数处于不稳定状态 图9为两种材料在不同温度下的摩擦系数.由 2.4磨损率 图可知，在100℃时，摩擦过程经历了跑合以及稳定 图10为试验钢磨损率变化图，两种试验钢随温 两个阶段，当摩擦在跑合阶段，材料表面的微凸体与 度都呈现出先增后减的趋势.100~500℃时， 摩擦副接触使得摩擦系数急剧上升，随着摩擦的进 DAC55钢表现出更高的耐磨性能，700℃时，HTCS- 行，摩擦所产生的磨屑逐渐被压实，摩擦表面逐渐磨 130钢的耐磨性能则好于DAC55钢.500℃时， 平，在稳定阶段时，接触面积增大，磨损趋于平稳. DAC55钢剥落的氧化物能较好的聚集并附着在磨 当温度达到300℃时，两种材料摩擦系数波动平缓， 面，从而减少了磨粒磨损的发生，而HTCS-130钢剥 HTCS-130钢平均摩擦系数为0.44，DAC55钢则为 落的氧化物未发生黏着，而是以氧化物颗粒形式在 0.42,HTCS-130钢平均摩擦系数稍高于DAC55钢. 表面摩擦，导致其磨损率为DAC55钢的6倍.随着 随着温度升高至500℃，两种材料发生轻微氧化磨 温度进一步升高到700℃时，磨损进入严重氧化磨 损，生成的Fe0、Fe,O3和Fe3O,磨屑在表面摩擦，磨 损阶段，两种试验钢磨损率都达到最大值，DAC55白植雄等: 两种热作模具钢的高温摩擦磨损性能 素之一. Wei 等[19] 认为在高温摩擦磨损过程中,较 高硬度的基体能抑制基体塑性变形的发生,使磨损 表面仅出现单层氧化物,而致密的氧化物层能对磨 损表面起到保护作用. 由图 7 可知,HTCS鄄鄄130 钢和 DAC55 钢经过 24 h 保温后,最终硬度分别为 36郾 9 HRC 和 31郾 2 HRC. 选取保温 16 h 的试样进行组织 分析,如图 8 所示,两种材料马氏体组织均发生明显 的回复,马氏体板条形貌弱化,DAC55 钢回复程度 大于 HTCS鄄鄄130 钢,DAC55 钢从基体中析出大量碳 化物,碳化物颗粒明显增多,表 2 为 Jmat鄄鄄 Pro 软件 模拟碳化物的结果,HTCS鄄鄄 130 钢碳化物类型主要 为 MC、M2C 和 M6C 型,MC 和 M2C 型碳化物能显著 提高材料耐磨性[20鄄鄄21] ,DAC55 钢则主要形成 M23C6 型碳化物,同时又由于 MC 和 M2C 型碳化物具有比 M23C6型碳化物更高的析出温度和热稳定性能[22] , 导致在高温下长时间保温后 HTCS鄄鄄130 钢的热稳定 性能优于 DAC55 钢. 图 7 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢 600 益保温时的热稳定曲线 Fig. 7 Thermal stability curves of DAC55 steel and HTCS鄄鄄130 steel holding at 600 益 图 8 DAC55 钢和 HTCS鄄鄄130 钢 600 益保温 16 h 回火后的组织形貌 郾 (a)HTCS鄄鄄130 钢;(b)DAC55 钢 Fig. 8 Microstructures of DAC55 steel and HTCS鄄鄄130 steel after tempering at 600 益 , holding for 16 h: (a) HTCS鄄鄄130 steel; (b) DAC55 steel 表 2 HTCS鄄鄄130 钢和 DAC55 钢碳化物类型及含量(质量分数) Table 2 Types and contents of carbides in HTCS鄄鄄130 steel and DAC55 steel % 钢种 MC M2C M6C M23C6 总计 HTCS鄄鄄130 0郾 82 3郾 96 1郾 53 — 6郾 31 DAC55 — 0郾 26 — 6郾 27 6郾 53 2郾 3 摩擦系数 图 9 为两种材料在不同温度下的摩擦系数. 由 图可知,在 100 益时,摩擦过程经历了跑合以及稳定 两个阶段,当摩擦在跑合阶段,材料表面的微凸体与 摩擦副接触使得摩擦系数急剧上升,随着摩擦的进 行,摩擦所产生的磨屑逐渐被压实,摩擦表面逐渐磨 平,在稳定阶段时,接触面积增大,磨损趋于平稳. 当温度达到 300 益时,两种材料摩擦系数波动平缓, HTCS鄄鄄130 钢平均摩擦系数为 0郾 44,DAC55 钢则为 0郾 42,HTCS鄄鄄130 钢平均摩擦系数稍高于 DAC55 钢. 随着温度升高至 500 益 ,两种材料发生轻微氧化磨 损,生成的 FeO、Fe2O3和 Fe3O4磨屑在表面摩擦,磨 屑不断地产生和剥落导致摩擦系数产生较大的波 动. 700 益时,DAC55 钢的磨损表面生成一层致密 的氧化层,起到润滑作用,摩擦系数反而下降且数值 相对平稳,而 HTCS鄄鄄130 钢摩擦系数稳定性差则与 氧化层分层剥落有关,当完整连续的氧化层在连续 载荷挤压下出现脆裂时,最外层氧化物以片状形式 发生剥落,同时经剥落—摩擦—压实不断重复,导致 摩擦系数处于不稳定状态. 2郾 4 磨损率 图 10 为试验钢磨损率变化图,两种试验钢随温 度都 呈 现 出 先 增 后 减 的 趋 势. 100 ~ 500 益 时, DAC55 钢表现出更高的耐磨性能,700 益 时,HTCS鄄鄄 130 钢的耐磨性 能 则 好 于 DAC55 钢. 500 益 时, DAC55 钢剥落的氧化物能较好的聚集并附着在磨 面,从而减少了磨粒磨损的发生,而 HTCS鄄鄄130 钢剥 落的氧化物未发生黏着,而是以氧化物颗粒形式在 表面摩擦,导致其磨损率为 DAC55 钢的 6 倍. 随着 温度进一步升高到 700 益 时,磨损进入严重氧化磨 损阶段,两种试验钢磨损率都达到最大值,DAC55 ·911·