馮宗立，張青松，戴光澤，李秋澤

（1.西南交通大學(xué)，成都 610031；2.中車(chē)長(zhǎng)春軌道客車(chē)股份有限公司，長(zhǎng)春 130062）

隨著高速鐵路的運(yùn)輸方式逐漸向高速化和重載化發(fā)展[1]，輪軌的服役工況變得更加苛刻。同時(shí)，高速列車(chē)的運(yùn)行環(huán)境復(fù)雜，輪軌磨損問(wèn)題成為了影響列車(chē)運(yùn)行穩(wěn)定性、安全性以及輪軌服役壽命的關(guān)鍵因素之一[2]。研究者嘗試通過(guò)傳統(tǒng)熱處理來(lái)提高輪軌材料的耐磨性，但同時(shí)會(huì)導(dǎo)致其韌塑性下降，難以使輪軌材料的服役壽命大幅度提高[3]。為了解決這一問(wèn)題，近年來(lái)，許多新興的表面強(qiáng)化工藝不斷涌出。到目前為止，應(yīng)用較為普遍的熱處理技術(shù)主要有滲碳、真空熱處理、感應(yīng)加熱淬火、化學(xué)熱處理、激光和電子束熱處理、等離子弧表面淬火技術(shù)等[4-5]。其中，等離子體淬火和激光電子束熱處理成為了近十年來(lái)金屬熱處理的熱門(mén)研究領(lǐng)域[6]。曹熙等人[7]研究了激光淬火對(duì)輪軌材料耐磨性的影響，結(jié)果表明，其耐磨性明顯提高。同激光熱處理相比，等離子體淬火具有發(fā)生裝置簡(jiǎn)單、成本低、操作維護(hù)方便以及對(duì)工件表面無(wú)特殊要求等突出優(yōu)點(diǎn)，具有更廣闊的應(yīng)用前景[8-9]。

根據(jù)等離子體射流在發(fā)生器外部的流動(dòng)情況，可分為湍流等離子體束和層流等離子體束。與湍流等離子體束相比，層流等離子體束具有顯著優(yōu)勢(shì)：能量密度高、射流長(zhǎng)且穩(wěn)定、可控性好、可重復(fù)性高以及能量利用率更高，適用于高精度加工領(lǐng)域[10-11]。本文即采用層流等離子體淬火技術(shù)對(duì)輪軌材料進(jìn)行表面處理，為了避免工件表面全淬火掃描處理產(chǎn)生搭接區(qū)域從而出現(xiàn)回火軟化現(xiàn)象[12]，本試驗(yàn)采用點(diǎn)狀淬火方式，即在試樣表面用層流等離子體發(fā)生裝置加工出一系列均勻排列的硬化點(diǎn)，然后進(jìn)行滾動(dòng)接觸磨損試驗(yàn)，從而實(shí)現(xiàn)輪軌試樣局部熱處理提高整體耐磨性的目的。

基于前期的研究結(jié)果，得到淬火斑點(diǎn)尺寸大小[13]，然后通過(guò)計(jì)算淬火區(qū)域表面積占試樣表面積的比率，確定4 組不同面積比的輪軌試樣，分別是0%（未處理組）、15%、30%和45%處理組。將這4 組試樣分別在同樣試驗(yàn)參數(shù)下進(jìn)行滾動(dòng)接觸磨損試驗(yàn)，分析其耐磨性能和損傷機(jī)理，探討最佳的工藝參數(shù)。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為CRH3 型車(chē)的ER8 車(chē)輪材料和中國(guó)高速鐵路時(shí)速350 km 的U71MnG 鋼軌材料，分別取材于實(shí)際的車(chē)輪和鋼軌，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。研究表明，輪軌材料的硬度匹配關(guān)系對(duì)輪軌材料綜合使用壽命和磨耗率有顯著影響，鋼軌與車(chē)輪材料的最佳硬度匹配為：鋼軌硬度/車(chē)輪硬度比為1.0～1.2，在此匹配機(jī)制下輪軌材料的磨損性能最佳[14]。

表1 輪軌材料化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of wheel/rail materials wt%

本文采用的材料在實(shí)驗(yàn)室條件下測(cè)得鋼軌硬度/車(chē)輪硬度比約為1.08。試驗(yàn)使用的輪軌試樣形狀和尺寸如圖1 所示，均采用盤(pán)狀試樣，外徑為60 mm，內(nèi)徑為32 mm，厚度為10 mm。其中車(chē)輪試樣采用階梯試樣，滾動(dòng)接觸磨損采用線(xiàn)接觸的方式，接觸寬度為8 mm。試驗(yàn)使用的層流等離子體發(fā)生器輸入功率為6.5 kW，淬火持續(xù)時(shí)間為0.7 s，噴嘴與試樣表面的距離為10 mm，在淬火點(diǎn)之間試樣的轉(zhuǎn)動(dòng)速度為16 r/min。淬火處理后，試樣表面呈現(xiàn)出圓形淬火斑點(diǎn)，如圖2所示。在此試驗(yàn)條件下，淬火斑點(diǎn)硬化區(qū)的圓形直徑約為5.5 mm。根據(jù)硬化區(qū)斑點(diǎn)直徑，計(jì)算單一淬火斑點(diǎn)的面積大小，將所有淬火斑點(diǎn)的面積與試樣表面積的比值定義為面積比。根據(jù)圖1 所示試樣尺寸計(jì)算4 組不同處理面積比條件下對(duì)應(yīng)的淬火點(diǎn)數(shù)，設(shè)計(jì)4組輪軌試樣的淬火區(qū)域面積比分別為0%（未處理組）、15%、30%和45%處理組。經(jīng)層流等離子體表面淬火處理后，3 組試樣的表面形貌如圖3 所示。

圖1 輪軌試樣尺寸Fig.1 Size diagram of wheel/rail rollers

圖2 層流等離子體點(diǎn)狀淬火斑點(diǎn)形貌Fig.2 Spot morphology of laminar plasma spot quenching

圖3 3 組點(diǎn)狀淬火試樣形貌Fig.3 Morphologies of three groups of spot quenching samples

所有磨損試驗(yàn)均在MJP-30 型滾動(dòng)接觸磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。模擬17 t 列車(chē)軸重，根據(jù)Hertz 接觸理論，計(jì)算得到試樣垂向加載載荷為4500 N[15]，下主軸安裝鋼軌試樣，上從動(dòng)軸安裝車(chē)輪試樣，下主軸轉(zhuǎn)速為280 r/min，轉(zhuǎn)動(dòng)滑差率為5%，循環(huán)周次為2.5×104，試驗(yàn)環(huán)境為室溫干態(tài)。

使用電子天平（JA-5003）測(cè)量滾動(dòng)磨損試驗(yàn)前后輪軌試樣的質(zhì)量變化，并計(jì)算磨損率。使用自動(dòng)轉(zhuǎn)塔式維氏硬度計(jì)（HVS-1000Z），對(duì)試樣橫截面縱深方向顯微硬度的變化進(jìn)行測(cè)量。使用超景深顯微鏡（VHX-1000C），對(duì)表面損傷形貌進(jìn)行觀察。然后將試樣進(jìn)行線(xiàn)切割，取得截面，制樣后，使用激光共聚焦顯微鏡（VK-9710K）對(duì)截面損傷情況、組織形貌和塑性流動(dòng)情況進(jìn)行分析。最后使用掃描電子顯微鏡（SEM, INSPECT）對(duì)剖面顯微結(jié)構(gòu)和裂紋擴(kuò)展情況進(jìn)行分析。后文內(nèi)容及圖示中將車(chē)輪材料（wheel）標(biāo)注為“W”，鋼軌材料（rail）標(biāo)注為“R”。

2 結(jié)果與討論

2.1 試樣表面磨損形貌

車(chē)輪（wheel）和鋼軌（rail）試樣磨損試驗(yàn)后的表面微觀形貌分別如圖4 和圖5 所示。其中未處理車(chē)輪試樣（見(jiàn)圖4a）表面表現(xiàn)為較嚴(yán)重的粘著磨損，伴隨著大量的磨損裂紋和小的剝落坑，沿試樣滾動(dòng)方向排列密集，且分布均勻。由于未處理試樣的硬度較低，在較大的載荷作用下，產(chǎn)生了嚴(yán)重的塑性變形，加速了裂紋的擴(kuò)展，最后形成了材料的磨損損失。相比未處理試樣，層流等離子體淬火處理試樣，表面損傷情況明顯減輕，磨損形式有所改變，而且能抵抗較大循環(huán)載荷下帶來(lái)的塑性變形（見(jiàn)圖6），其裂紋產(chǎn)生的位置與擴(kuò)展形式發(fā)生顯著改變。由于較大的硬度差異，裂紋和小的剝落集中出現(xiàn)在淬火強(qiáng)化區(qū)域與基體材料的交界處，而基體表面較為光滑，無(wú)明顯的裂紋產(chǎn)生。其中淬火面積比為15%的車(chē)輪試樣（見(jiàn)圖4b），損傷情況最為嚴(yán)重。淬火面積比為30%和45%的車(chē)輪試樣，損傷情況類(lèi)似，但由于45%處理組的車(chē)輪試樣產(chǎn)生了更多的淬火交界區(qū)域，在滾動(dòng)的后接觸區(qū)域產(chǎn)生了更多的裂紋損傷。因此，30%處理的車(chē)輪試樣表面損傷情況最?。ㄒ?jiàn)圖4c）。

圖4 車(chē)輪試樣磨損試驗(yàn)后的表面形貌Fig.4 Surface morphologies of wheel samples after wear test

鋼軌試樣磨損試驗(yàn)后，表面形貌特征同樣表現(xiàn)為嚴(yán)重的粘著磨損，在長(zhǎng)期的循環(huán)載荷下，表面出現(xiàn)明顯的擦傷和剝落坑（見(jiàn)圖5a），沿試樣滾動(dòng)方向均勻排列，且數(shù)量較多。這是由于在較大試驗(yàn)力和滑差率（5%）作用下，試樣產(chǎn)生周期振動(dòng)和擦傷，類(lèi)似于鋼軌的波磨現(xiàn)象[16]。點(diǎn)狀淬火處理后，表面未出現(xiàn)明顯剝落坑，與車(chē)輪試樣類(lèi)似，在淬火區(qū)域一側(cè)出現(xiàn)裂紋聚集和部分壓碎現(xiàn)象（見(jiàn)圖5b—d）。其中表面損傷程度隨著淬火面積比的增大，呈現(xiàn)先減小、后增加的趨勢(shì)。45%處理鋼軌試樣淬火區(qū)域一側(cè)的裂紋最多（見(jiàn)圖5d），損傷最為嚴(yán)重，而30%處理組鋼軌試樣，裂紋最少，且損傷最輕（見(jiàn)圖5c）。因此，點(diǎn)狀淬火可改變鋼軌材料的表面損傷形式，顯著改善表面擦傷和剝離情況。

圖5 鋼軌試樣磨損試驗(yàn)后的表面形貌Fig.5 Surface morphologies of rail samples after wear test

為進(jìn)一步分析輪軌試樣的表面變形情況，對(duì)試樣進(jìn)行縱截面顯微觀察和3D 表面形貌表征（見(jiàn)圖6）。結(jié)果表明，原材料經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的磨損和擠壓后，車(chē)輪和鋼軌試樣變形嚴(yán)重，表面材料明顯向兩側(cè)堆積，縱向表面由直線(xiàn)變?yōu)槊黠@弧形（見(jiàn)圖6a 和圖6c）。經(jīng)過(guò)淬火處理后，材料的塑性變形明顯改善，接觸表面仍保持良好的直線(xiàn)形狀（見(jiàn)圖6b 和圖6d）。試樣表面經(jīng)層流等離子體點(diǎn)狀淬火處理后，得到的圓形淬火硬化區(qū)硬度相比基體提高 2 0 0%以上，由基體的300HV0.1提高至800HV0.1以上，在滾動(dòng)磨損試驗(yàn)過(guò)程中表現(xiàn)出整體試樣較強(qiáng)的抗變形能力。由于未處理鋼軌試樣表面損傷以較大的擦傷和剝落坑為主，磨損后表面起伏較大。經(jīng)層流等離子體點(diǎn)狀淬火后，鋼軌試樣的表面凸起和坑狀明顯消失，平整度大幅提高（見(jiàn)圖6e 和圖6f），而未處理車(chē)輪試樣，表面損傷以磨損裂紋為主，起伏并不明顯。

圖6 車(chē)輪試樣縱截面與鋼軌試樣的3D 表面形貌Fig.6 Longitudinal section of wheel sample and 3D surface morphology of rail sample

2.2 試樣顯微組織

輪軌試樣層流等離子體點(diǎn)狀淬火處理前后的顯微組織如圖7 所示。處理前，車(chē)輪試樣基體組織為珠光體和鐵素體，鋼軌試樣全為珠光體組織（見(jiàn)圖7a和圖7b）。經(jīng)過(guò)層流等離子體點(diǎn)狀淬火處理后，輪軌材料的顯微組織發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變。淬火硬化區(qū)截面呈月牙狀，在激光共聚焦顯微鏡下可見(jiàn)明顯致密的馬氏體組織，在月牙狀的硬化區(qū)底部以下，由于淬火溫度未達(dá)到馬氏體相變溫度以上，組織和未處理試樣相同[17]。在表面淬火過(guò)程中，輪軌試樣表面溫度快速升溫至Ac3溫度以上，獲得奧氏體組織。隨后在空氣中快速冷卻，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅艿鸟R氏體組織，同時(shí)還有一小部分未完全轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體[18-19]。

圖7 輪軌試樣處理前后的顯微組織Fig.7 Microstructure of wheel/rail samples before and after treatment

處理輪軌試樣磨損試驗(yàn)后的剖面形貌如圖8 所示。可見(jiàn)處理后的輪軌試樣截面表現(xiàn)出明顯的月牙狀淬火硬化區(qū)，沿著試樣滾動(dòng)方向，在硬化區(qū)較淺的區(qū)域，出現(xiàn)了不同程度的壓碎和裂紋。其中W-15%和R-45%試樣表現(xiàn)出的損傷情況最嚴(yán)重，但均未延伸到基體區(qū)域，在未處理的表面區(qū)域則未見(jiàn)明顯的壓碎坑和剝離現(xiàn)象。這是由于淬火硬化區(qū)抵抗塑性變形能力較強(qiáng)，而基體組織硬度低，所以在沿著試樣滾動(dòng)方向的基體層，會(huì)因流動(dòng)變形而和硬化區(qū)域產(chǎn)生脫離現(xiàn)象，進(jìn)而硬化區(qū)一側(cè)被輕微壓碎[20]（圖8a）。

圖8 處理輪軌試樣磨損試驗(yàn)后的剖面形貌Fig.8 Profile morphologies of treated wheel/rail samples after wear test

2.3 試樣磨損率

統(tǒng)計(jì)磨損試驗(yàn)前后輪軌試樣的磨損量，并計(jì)算磨損率（單位長(zhǎng)度下的磨損量）。將每組試驗(yàn)的輪軌磨損率相加，得出總磨損率，誤差為±10 μg/m，如圖9所示。可以看出，在較大的滑差率和載荷作用下，未處理輪軌試樣的總磨損率達(dá)到了1531 μg/m，而層流等離子體點(diǎn)狀淬火處理后，輪軌試樣的總磨損率大幅下降，15%、30%和45%處理組的總磨損率分別下降約82.1%、89.2%和89.0%。對(duì)于單一車(chē)輪試樣，15%、30%和45%處理組的磨損率分別下降約82.7%、89.6%和88.6%，而鋼軌試樣的磨損率分別下降約81.1%、88.7%和89.5%。因此，經(jīng)過(guò)層流等離子體點(diǎn)狀淬火處理后，輪軌試樣的磨損率均下降80%以上。當(dāng)淬火處理面積比為30%時(shí)，總磨損率最小；當(dāng)面積比增加為45%時(shí)，磨損率相比30%處理組略有增加。這是因?yàn)閷恿鞯入x子體點(diǎn)狀淬火使原材料的顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)楦哂捕鹊鸟R氏體組織，其耐磨性明顯增強(qiáng)。當(dāng)面積比較小時(shí)，表面轉(zhuǎn)變的馬氏體組織區(qū)域較小，在試驗(yàn)過(guò)程中存在未處理的基體區(qū)域和高硬度淬火區(qū)對(duì)磨現(xiàn)象[21]。加大點(diǎn)狀淬火處理面積，可使試樣表面硬化區(qū)域增加，磨損率進(jìn)一步降低。當(dāng)淬火面積過(guò)大時(shí)，必然導(dǎo)致試樣的表面質(zhì)量下降（見(jiàn)圖4d 和圖5d），而且可能出現(xiàn)搭接區(qū)和回火軟化的問(wèn)題。當(dāng)面積比為45%時(shí)，淬火點(diǎn)數(shù)的增多使得點(diǎn)狀硬化區(qū)和未處理區(qū)域的交界區(qū)增多，而這正是出現(xiàn)壓碎現(xiàn)象和裂紋萌生的區(qū)域，必然對(duì)磨損試驗(yàn)造成負(fù)面效果，因此磨損率并不會(huì)隨著淬火面積的增大而繼續(xù)降低。

圖9 輪軌試樣的磨損率Fig.9 Bar chart of wear rate of wheel/rail samples

2.4 截面顯微硬度

對(duì)磨損試驗(yàn)后的未處理試樣和3 組淬火試樣分別進(jìn)行截面顯微硬度測(cè)試，誤差為±10HV0.1。試樣截面硬度分布如圖10 所示。淬火處理后的試樣截面主要分為3 個(gè)區(qū)域：月牙狀淬火硬化區(qū)（HZ）、基體區(qū)域（substrate）和交界處的過(guò)渡區(qū)域（transition zone）。圖11 為輪軌試樣磨損試驗(yàn)后橫截面縱向顯微硬度分布，表面淬火區(qū)硬度提升明顯，可達(dá)900HV0.1以上，車(chē)輪和鋼軌試樣的表面硬度最高提升分別約227.1%和213.3%。對(duì)于未處理輪軌試樣而言，基體的平均硬度分別為281.45HV0.1和304.28HV0.1。磨損試驗(yàn)后，未處理試樣表面發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，由于形變硬化效應(yīng)，輪軌試樣的顯微硬度分別達(dá)到了448.95HV0.1和518.47HV0.1。淬火試樣磨損試驗(yàn)后，輪軌試樣的截面硬度分布相似，由于層流等離子體點(diǎn)狀淬火得到致密的馬氏體組織，晶粒明顯細(xì)化，大量的晶格畸變阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使表面硬度大幅度提高[22-23]，淬火硬化區(qū)保持在800HV0.1以上。綜合圖11a 和圖11b 可以看出，在距離試樣淬硬層表面100 μm 左右，顯微硬度值較高，達(dá)到900HV0.1；在距離試樣淬硬層表面600 μm 以?xún)?nèi)，顯微硬度維持在750HV0.1以上，總體硬度波動(dòng)范圍較小，在200HV0.1以?xún)?nèi)；在距離淬硬層表面600～800 μm 深度的馬氏體與基體原始鐵素體和珠光體組織之間的過(guò)渡區(qū)域，顯微硬度迅速下降至350HV0.1左右；在900 μm 深度后，顯微硬度下降至基體硬度值，并逐漸穩(wěn)定。

圖10 試樣截面硬度分布Fig.10 Hardness distribution of sample section

圖11 輪軌試樣截面顯微硬度Fig.11 Cross section microhardness of wheel/rail samples

2.5 塑性變形

為進(jìn)一步觀察磨損試驗(yàn)后材料內(nèi)部的塑性變形情況，對(duì)輪軌試樣剖面進(jìn)行激光共聚焦觀察。如圖12a 和圖12b 所示，未處理輪軌試樣磨損試驗(yàn)后，均出現(xiàn)了明顯的組織塑性流動(dòng)現(xiàn)象，沿著試樣滾動(dòng)方向表現(xiàn)出明顯的流線(xiàn)型層狀結(jié)構(gòu)，深度均勻，并且車(chē)輪試樣的變形層厚度明顯大于鋼軌試樣。這是由于未處理輪軌試樣基體主要為珠光體和鐵素體組織，在較大的循環(huán)載荷和切向力作用下，發(fā)生塑性變形，鐵素體被壓成鐵素體線(xiàn)[24]。淬火試樣的塑性變形層在截面區(qū)域深度不同，在淬火硬化區(qū)，未見(jiàn)塑性變形，在未淬火區(qū)域，塑性流動(dòng)層厚度明顯減小，且隨著未淬火區(qū)域向淬火區(qū)靠近，深度逐漸減小（見(jiàn)圖12c1 和圖12d1）。在淬火區(qū)域先滾動(dòng)接觸的位置，由于未淬火區(qū)域材料的塑性流動(dòng)，小部分材料覆蓋在硬化區(qū)表面（見(jiàn)圖12c1）。在淬火區(qū)沿著滾動(dòng)方向和基體區(qū)域后接觸的位置，輪軌材料均出現(xiàn)了明顯的壓碎現(xiàn)象[25]（見(jiàn)圖12c2 和見(jiàn)圖12d2）。硬化區(qū)域底部由于壓碎現(xiàn)象出現(xiàn)波浪形狀，基體材料隨著塑性流動(dòng)和硬化區(qū)結(jié)合緊密，無(wú)明顯縫隙產(chǎn)生。在處理后，車(chē)輪試樣的淬火區(qū)底部，也發(fā)現(xiàn)了輕微的組織塑性流動(dòng)現(xiàn)象（見(jiàn)圖12c3），方向與表面流動(dòng)層一致，深度較淺。

圖12 磨損試驗(yàn)后輪軌試樣塑性流動(dòng)顯微形貌Fig.12 Morphologies of plastic flow of wheel/rail samples after wear test

2.6 截面SEM 觀察

圖13 為輪軌試樣磨損試驗(yàn)后的截面SEM 損傷形貌。對(duì)于未處理車(chē)輪試樣，在表面由于嚴(yán)重的塑性變形，材料組織沿著試樣滾動(dòng)方向形成幾乎與表面平行的層狀結(jié)構(gòu)，隨著磨損加劇，試樣表面萌生裂紋，并沿著層狀相界面不斷擴(kuò)展[26]，最終形成均勻分布的小角度長(zhǎng)裂紋（見(jiàn)圖13a1）。未處理鋼軌試樣磨損后，內(nèi)部的變形情況與車(chē)輪相似，但裂紋擴(kuò)展方向有所不同。由于較大的滑差率，鋼軌試樣在磨損試驗(yàn)前期出現(xiàn)擦傷現(xiàn)象，導(dǎo)致滾動(dòng)過(guò)程中其振動(dòng)加劇，滾動(dòng)接觸面受力情況復(fù)雜，珠光體片層發(fā)生翹曲變形（見(jiàn)圖13b1）。產(chǎn)生擦傷后，表面裂紋迅速向內(nèi)部擴(kuò)展，沿著層狀相界面發(fā)展，然后向上表層延伸，形成向上彎曲的裂紋（見(jiàn)圖13b2）。最終貫穿于試樣表面，導(dǎo)致材料脫落，從而形成較大的剝落坑[27]（見(jiàn)圖5a）。

對(duì)于處理后車(chē)輪試樣，裂紋集中在試樣滾動(dòng)方向后接觸的硬化區(qū)與未淬火區(qū)交界區(qū)域（見(jiàn)圖13c1）。處理后，車(chē)輪試樣淬火區(qū)的組織為板條狀馬氏體，其表面仍有很小的切向塑性變形，未見(jiàn)明顯裂紋產(chǎn)生（見(jiàn)圖13c3）。在淬火區(qū)一側(cè)的交界區(qū)域，裂紋擴(kuò)展方式與未處理試樣完全不同，裂紋從表面萌生后，從表面向硬化區(qū)內(nèi)部擴(kuò)展，最后到達(dá)淬火區(qū)底部與基體交界區(qū)，停止擴(kuò)展（見(jiàn)圖13c1）。裂紋擴(kuò)展受到阻礙的原因可解釋為：等離子體點(diǎn)狀淬火處理引進(jìn)了第二相，這種馬氏體相變不但帶來(lái)硬度的提升，并且在兩相交界區(qū)域會(huì)形成微小的塑性區(qū)，這種雙相區(qū)域?qū)λ苄粤鲃?dòng)和裂紋尖端擴(kuò)展起到了阻礙作用[28]。在裂紋集中區(qū)域的淬火區(qū)另一側(cè)，由于此區(qū)域?yàn)檩嗆壴嚇訚L動(dòng)先接觸區(qū)域，未淬火區(qū)發(fā)生塑性流動(dòng)，導(dǎo)致部分材料堆積在硬化層表面，形成微小的分界面（見(jiàn)圖13c2）。其余區(qū)域并無(wú)明顯的亞表面裂紋，說(shuō)明硬化區(qū)與基體組織之間保持了良好的結(jié)合性。處理后的鋼軌試樣表面損傷表現(xiàn)為明顯的壓碎坑，仍然集中在淬火區(qū)的輪軌滾動(dòng)后接觸區(qū)域（見(jiàn)圖13d1）。此時(shí)裂紋主要從碎裂坑底部萌生，大規(guī)模向縱深處擴(kuò)展，到一定長(zhǎng)度后，產(chǎn)生二次裂紋，二次裂紋繼續(xù)延伸，達(dá)到硬化區(qū)與基體區(qū)域交界處，停止擴(kuò)展[29]（見(jiàn)圖13d2）。小部分裂紋與車(chē)輪材料相似，從碎裂坑底部沿著分界面向硬化區(qū)底部擴(kuò)展，最后停止（見(jiàn)圖13d3）。鋼軌試樣硬化區(qū)底部的馬氏體和珠光體混合區(qū)并未觀察到明顯的塑性變形，也沒(méi)有發(fā)現(xiàn)亞表面裂紋產(chǎn)生。

圖13 輪軌試樣SEM 截面損傷形貌Fig.13 SEM section damage morphologies of wheel/rail samples

綜合上述分析可得，對(duì)于未處理輪軌試樣，其損傷表現(xiàn)為較大的塑性變形、較多的材料磨損損失、車(chē)輪的大范圍小角度長(zhǎng)裂紋和鋼軌的大量材料脫落及剝落坑，總體損傷程度較大。處理后，輪軌試樣損傷情況顯著改善，主要表現(xiàn)為塑性變形較小，磨損率大幅度降低，損傷幾乎全部發(fā)生在淬火區(qū)與基體交界區(qū)域，裂紋擴(kuò)展在淬火硬化區(qū)底部被阻止，鋼軌試樣滾動(dòng)后接觸區(qū)域的硬化區(qū)被壓碎?？傮w損傷程度相比未處理試樣明顯減輕，30%面積比處理組表現(xiàn)出最佳的抗磨損性能。

3 結(jié)論

1）對(duì)輪軌試樣表面進(jìn)行層流等離子體點(diǎn)狀淬火后得到板條狀馬氏體組織，表面硬度提高200%以上，最高可達(dá)900HV0.1。相比于未處理試樣，不同面積比的處理輪軌試樣總磨損率可降低80%以上，其中30%處理組表現(xiàn)為最佳的抗磨損性能。

2）層流等離子體表面點(diǎn)狀淬火可改善輪軌材料的損傷形式。未處理試樣表面表現(xiàn)為嚴(yán)重的磨損裂紋和剝落坑，處理輪軌試樣表面損傷明顯減小，以淬火區(qū)和未淬火區(qū)交界處的裂紋聚集和小型剝落為主，鋼軌試樣有部分壓碎現(xiàn)象，但未淬火區(qū)未見(jiàn)明顯損傷。

3）層流等離子體表面點(diǎn)狀淬火可提高輪軌材料的抗變形能力，淬火區(qū)域可抑制材料的整體塑性變形。淬火后，輪軌試樣裂紋形式發(fā)生改變，集中表現(xiàn)為淬火區(qū)和未淬火區(qū)交界區(qū)域的縱深裂紋，且淬火區(qū)底部基體與硬化區(qū)結(jié)合情況良好，淬火后產(chǎn)生的兩相交界區(qū)域可抵抗裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展[28]。

4）不同層流等離子體淬火面積比對(duì)輪軌材料磨損性能有顯著影響。較低面積比（15%）不足以使其耐磨性能達(dá)到最佳，但是面積比過(guò)大（45%）又會(huì)出現(xiàn)過(guò)多的交界區(qū)，反而增大了產(chǎn)生表面損傷和剝離的可能性。因此，最佳的淬火面積比為30%左右。