磨損對(duì)U71Mn 材料表面高溫氧化行為的影響

席艷君，李憲哲，董澍，吳永樂(lè)

（中原工學(xué)院，鄭州 450007）

隨著軌道交通不斷向高速化、重載化的方向發(fā)展，鋼軌的工作環(huán)境愈發(fā)惡劣，其承受的載荷情況變得復(fù)雜，鋼軌表面損傷失效問(wèn)題日益增多。其中輪軌磨耗引起的摩擦和磨損等問(wèn)題，不僅加劇了鐵路的運(yùn)輸成本，而且對(duì)軌道交通行車(chē)安全也提出了更高的要求[1-3]。除列車(chē)速度、輪軌材料、輪軌幾何外形等因素外，摩擦熱產(chǎn)生的溫度也是影響輪軌材料磨損失效的關(guān)鍵因素[4-9]。高速鐵路運(yùn)行過(guò)程中，輪軌相對(duì)滑動(dòng)，產(chǎn)生摩擦熱[10-14]，摩擦熱集中在輪軌接觸區(qū)，使接觸區(qū)的溫度迅速升高[15-20]。研究人員通過(guò)數(shù)值模擬對(duì)輪軌摩擦溫升進(jìn)行了分析，得知車(chē)輪和鋼軌接觸面積的最高溫度約為900 ℃[21-24]。鋼在空氣中受熱超過(guò)500 ℃時(shí)，其氧化反應(yīng)開(kāi)始明顯加劇，鋼軌表面的氧化會(huì)因?yàn)闇囟鹊纳叨杆僭黾覽25]。當(dāng)溫度達(dá)到800～850 ℃時(shí)，開(kāi)始有脫碳現(xiàn)象。當(dāng)溫度在850 ℃以上時(shí)，脫碳和氧化過(guò)程會(huì)一起進(jìn)行[26]，因此研究鋼軌材料在800 ℃和900 ℃的高溫氧化行為顯得尤為重要。在高鐵列車(chē)緊急制動(dòng)過(guò)程中，鋼軌表面會(huì)因列車(chē)重載和速度的影響而產(chǎn)生摩擦熱，加劇表面磨耗物的剝離和脫落，因此研究鋼軌磨損對(duì)高溫氧化行為的影響極為重要。鋼軌表面剝落塌陷是磨損和氧化交錯(cuò)重復(fù)出現(xiàn)的結(jié)果，氧化磨損是鋼軌表面損傷的主要方式之一，但未見(jiàn)相關(guān)研究報(bào)道。本文主要對(duì)U71Mn鋼軌材料進(jìn)行不同程度的磨損，研究磨損后鋼軌材料的高溫氧化行為，初步探討高溫和磨損對(duì)鋼軌表面剝落塌陷的影響機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為U71Mn 鋼軌材料，用線切割機(jī)將材料加工成尺寸為10 mm×10 mm×10 mm 的試樣，材料的標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)成分見(jiàn)表1。對(duì)試樣進(jìn)行砂紙打磨和拋光處理，丙酮除油并超聲波清洗后，用精度為0.1 mg的電子分析天平進(jìn)行初始稱量。

在摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（MMS-2A）上分別對(duì)材料進(jìn)行500、1000 N 的磨損實(shí)驗(yàn)，進(jìn)行10 次循環(huán)磨損，每次磨損時(shí)間為30 s。磨損后，用電子分析天平對(duì)U71Mn材料進(jìn)行稱量，計(jì)算不同磨損載荷下的磨損率。用掃描電鏡、數(shù)碼相機(jī)、光學(xué)顯微鏡對(duì)磨損后的磨痕進(jìn)行觀察，對(duì)不同磨損程度的磨痕進(jìn)行宏觀形貌分析。

取未磨損與500、1000 N 磨損后的材料置于石英坩堝內(nèi)，放在加熱爐中進(jìn)行氧化實(shí)驗(yàn)，加熱溫度分別為800、900 ℃，保溫5 h，取出試樣，空冷至室溫，觀察表面形貌和表面膜脫落程度。用電子分析天平對(duì)氧化后的材料進(jìn)行稱量，比較不同溫度和不同磨損條件下，試樣單位面積上的氧化增重。對(duì)加熱后的試樣，用金相鑲嵌機(jī)進(jìn)行鑲嵌封樣，砂紙打磨，拋光。用掃描電鏡附帶的EDS 能譜儀分析氧化膜元素和成分，用掃描電鏡對(duì)氧化膜進(jìn)行形貌觀察，用XRD 對(duì)氧化產(chǎn)物進(jìn)行分析。

2 結(jié)果及分析

2.1 磨損

圖1 U71Mn 材料在500、1000 N 下的磨損率Fig.1 Schematic diagram of wear rate of U71Mn material at 500 N and 1000 N

如圖1 所示，500 N 條件下，磨損率隨著磨損次數(shù)的增加而增大，呈現(xiàn)階梯式增長(zhǎng)，增長(zhǎng)速度比較緩慢。1000 N 條件下，隨著磨損次數(shù)的增加，磨損率基本處于直線式增長(zhǎng)，相較于500 N，其增長(zhǎng)速度明顯加快。隨著磨損載荷的增加，材料磨損量快速變大，說(shuō)明隨著高鐵不斷向重載方向演變，對(duì)鋼軌本身的損害加重。

材料在500 N 磨損后，宏觀表面出現(xiàn)大量劃痕，劃痕明顯且均勻分布，如圖2a 所示。1000 N 磨損材料的宏觀表面出現(xiàn)凹陷，劃痕加深，且呈不均勻分布，相對(duì)集中在中部區(qū)域，如圖2b 所示。磨損實(shí)驗(yàn)施加的載荷越大，劃痕形成的速度越快，凹陷越深，越容易形成劃痕集中區(qū)。這種不均勻分布的劃痕不利于鋼軌材料的長(zhǎng)期使用。

圖2 U71Mn 材料在500 N 和1000 N 下磨損后的宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of U71Mn material after 500 N and 1000 N wear

2.2 高溫氧化結(jié)果與分析

U71Mn 在不同條件下的氧化增重見(jiàn)表2。800 ℃條件下，500、1000 N 磨損試樣的氧化增重分別為0.0173、0.0175 g/cm2，900 ℃條件下分別為0.02、0.0189 g/cm2。試樣在經(jīng)過(guò)500、1000 N 磨損后加熱到800 ℃，單位面積上的增重變化不大。同樣，試樣在經(jīng)過(guò)500、1000 N 磨損后加熱到900 ℃，單位面積上的氧化增重變化也不大，但在900 ℃的氧化增重要明顯高于800 ℃的值。這是因?yàn)?，材料在?jīng)過(guò)500、1000 N 磨損后，表面均形成了大量的宏觀劃痕裂紋，在800、900 ℃高溫下，這些宏觀裂紋上形成的氧化物極其不穩(wěn)定，很快沿著這些劃痕裂紋脫落，因此相同高溫下，不同磨損后的試樣幾乎顯示相同的單位氧化增重。此外，未磨損材料單位面積上的氧化增重明顯大于磨損材料。這是因?yàn)槲茨p材料表面完整，高溫形成的氧化膜不容易脫落，基本附著在材料表面，所以質(zhì)量增加明顯。磨損材料表面產(chǎn)生了溝槽及劃痕，經(jīng)過(guò)高溫處理后，材料表面形成一層松脆的氧化膜，與基體結(jié)合的強(qiáng)度變差，造成表面氧化物嚴(yán)重脫落。

表2 U71Mn 在不同條件下的氧化增重Tab.2 Oxidation weight gain of U71Mn under different conditions

未磨損U71Mn 材料在800 ℃下的氧化截面形貌如圖3 所示。未磨損材料在800 ℃下保溫5 h 后，部分氧化層基本完整，且最外層和次外層之間有明顯的裂縫，在氧化膜和基體之間出現(xiàn)了大量的空洞，尤其是在氧化膜與基體界面附近，有一條近似連續(xù)的空洞，如圖3a 所示。這是因?yàn)?，在氧化初期，鐵和氧充分接觸，反應(yīng)速度較快，氧化膜不致密，從而在初期形成的氧化膜上形成了一條近似連續(xù)的空洞。隨著時(shí)間的推移，材料表面逐漸被氧化膜覆蓋，限制了鐵向外擴(kuò)散，氧化膜形成速度逐漸減緩。在掃描電鏡下能夠看到，中間層的氧化膜相對(duì)比較致密。同時(shí)，未磨損U71Mn 材料在800 ℃氧化后，也會(huì)出現(xiàn)如圖3b所示的形貌，即部分區(qū)域氧化層和基體之間出現(xiàn)很寬的裂縫，裂縫處物質(zhì)碎裂掉落，且氧化層出現(xiàn)貫穿式裂縫。這是因?yàn)樵诓糠謪^(qū)域，最外層不穩(wěn)定的氧化層發(fā)生掉塊，氧化膜與基體界面處空洞不斷擴(kuò)散連續(xù)，造成最外層掉塊區(qū)域逐漸和界面空洞連接貫穿，從而造成這部分區(qū)域結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定。若實(shí)驗(yàn)時(shí)間延長(zhǎng)，這部分區(qū)域氧化膜發(fā)生脫落，會(huì)造成鋼軌材料的加速失效。

圖3 未磨損U71Mn 材料在800 ℃氧化后的截面形貌Fig.3 Cross-sectional morphology of unworn U71Mn at 800 ℃

1000 N 磨損U71Mn 試樣在800 ℃下的氧化截面形貌如圖4 所示。由圖4 可知，1000 N 磨損試樣在800 ℃下保溫5 h，截面上幾乎觀察不到氧化層。造成這種現(xiàn)象的原因可能是，材料磨損造成了深劃痕裂紋，空氣中的氧在裂紋尖端發(fā)生吸附和吸收，氧原子擴(kuò)散到基體中，使這一區(qū)域變脆。氧降低了裂紋前沿的原子鍵結(jié)合能，吸附氧使得裂紋表面能下降，生成氧化物[27]。因此，氧在裂紋區(qū)聚集，降低了晶界金屬晶體的原子間結(jié)合力，造成表面脫落。在圖4 中觀察到氧化向材料基體內(nèi)擴(kuò)展的現(xiàn)象，即內(nèi)氧化現(xiàn)象，擴(kuò)展深度約為800 μm，且內(nèi)氧化也有明顯的脫落現(xiàn)象，氧化腐蝕程度較重。內(nèi)氧化是因?yàn)椴牧夏p造成的大量宏觀劃痕成為氧向內(nèi)擴(kuò)散的最優(yōu)通道。內(nèi)氧化使得材料的內(nèi)應(yīng)力急劇增加，自由能升高，內(nèi)氧化區(qū)域通過(guò)氧化物的塑性變形、開(kāi)裂和剝離，降低自由能，并釋放內(nèi)應(yīng)力。用EDS 分析圖4 中的A 區(qū)域，其成分為15.96Fe-0.5Mn-0.1P-0.16Si-52.69O-30.59C，表明A區(qū)域主要為Fe2O3。這通過(guò)XRD 分析也得到了證實(shí)，如圖5 所示。此外，從圖4 還可以觀察到，氧化層脫落后，在材料表面呈現(xiàn)出疏松的空洞狀。

圖4 1000 N 磨損U71Mn 材料在800 ℃氧化后的截面形貌Fig.4 Cross-sectional morphology of U71Mn material worn with 1000 N at 800 ℃

800 ℃氧化后，試樣表面的XRD 分析如圖5 所示。由圖5 可知，未磨損及500、1000 N 磨損試樣表面的XRD 峰基本一致，其氧化膜成分主要為Fe2O3相。這個(gè)結(jié)果與對(duì)圖4 中的A 區(qū)域進(jìn)行EDS 分析的結(jié)果相吻合。磨損試樣的Fe2O3峰值明顯高于未磨損試樣，說(shuō)明磨損試樣表面膜的Fe2O3含量顯著增加。1000 N 磨損試樣的XRD 峰相對(duì)較寬，表明其氧化產(chǎn)物晶粒尺寸較大。這是因?yàn)闇囟壬?，材料表面粒子活性增?qiáng)所致。

圖5 未磨損及磨損U71Mn 試樣在800 ℃氧化后的XRD分析Fig.5 XRD patterns of U71Mn samples at 800 ℃

未磨損、1000 N 磨損U71Mn 試樣在900 ℃保溫5 h 的截面形貌如圖6 所示。由圖6 可知，未磨損試樣在900 ℃下保溫5 h 后，基本存在多層氧化物，層與層之間的結(jié)合力較差，氧化層和基體之間出現(xiàn)很寬的裂縫。說(shuō)明材料在這種條件下的氧化層不牢靠，延長(zhǎng)時(shí)間后，極易造成氧化膜的脫落。1000 N 磨損試樣在900 ℃保溫5 h 后，氧化層幾乎全部脫落，氧化向基體內(nèi)擴(kuò)散程度加重，內(nèi)部很寬的破壞層出現(xiàn)與基體剝離的趨勢(shì)。這個(gè)結(jié)果與氧化增重的結(jié)果相吻合，即未磨損材料的氧化增重遠(yuǎn)高于磨損材料。1000 N磨損試樣在900 ℃保溫5 h 后，氧化物快速生長(zhǎng)，呈現(xiàn)厚且脆的特征，同時(shí)磨損裂紋降低了氧化物與基體之間的結(jié)合力。因此，試樣從高溫加熱爐內(nèi)取出時(shí)，觀察到大部分表面氧化物破碎并脫落在坩堝底部。在制備截面試樣的過(guò)程中，試樣的鑲嵌、打磨、拋光，進(jìn)一步使得表面氧化物幾乎全部脫落。從圖6 可以觀察到，向材料內(nèi)部延伸的破壞層呈現(xiàn)出一定的方向性，與材料預(yù)磨損裂紋劃痕方向基本一致。這說(shuō)明磨損會(huì)加速材料高溫?fù)p傷，且具有一定的方向性。

900 ℃氧化試樣表面的XRD 分析結(jié)果如圖7 所示。由XRD 分析可知，在900 ℃氧化后，未磨損試樣表面氧化膜的主要成分為Fe2O3，500 N 磨損試樣為Fe3O4和FeO。這主要是因?yàn)槟p劃痕造成材料表面宏觀缺陷，成為氧化活性區(qū)，氧化活性強(qiáng)，在很短的時(shí)間內(nèi)形成了穩(wěn)定的Fe3O4，但氧化膜在劃痕上生長(zhǎng)速度快、不穩(wěn)定，使部分Fe3O4發(fā)生脫落，內(nèi)部裸露的基體部分再次發(fā)生氧化，生成FeO。因此，在XRD 圖譜上，存在明顯的Fe3O4和FeO 的衍射峰。1000 N 磨損試樣表面氧化膜的主要成分為Fe3O4和Fe2O3，這是因?yàn)楹笃谛纬傻腇eO 和氧發(fā)生反應(yīng)，從而形成相對(duì)較穩(wěn)定的Fe2O3。

圖6 未磨損及1000 N 磨損U71Mn 試樣在900 ℃保溫5 h 的截面形貌Fig.6 Cross-sectional morphology of U71Mn material at 900 ℃: a) unabrased material; b) 1000 N wear material

圖7 未磨損和磨損U71Mn 試樣在900 ℃氧化后的XRD分析Fig.7 XRD patterns of U71Mn samples at 900 ℃

3 結(jié)論

1）高溫氧化5 h 后，相比磨損U71Mn 試樣，未磨損U71Mn 試樣的氧化增重明顯增大，說(shuō)明輪軌摩擦產(chǎn)生劃痕對(duì)鋼軌材料的高溫性能影響較大。

2）在800 ℃氧化5 h 后，未磨損和磨損試樣表面的氧化物基本一致，主要為Fe2O3。在900 ℃氧化后，未磨損試樣氧化層的主要成分為Fe2O3，500 N磨損試樣為FeO 和Fe3O4，1000 N 磨損試樣為Fe3O4和Fe2O3。這說(shuō)明在輪軌摩擦造成鋼軌溫度快速升高時(shí)，表面摩擦劃痕會(huì)嚴(yán)重影響氧化膜的相結(jié)構(gòu)，從而影響鋼軌使用壽命。

3）磨損材料內(nèi)部破壞方向與材料預(yù)磨損裂紋劃痕方向基本一致，說(shuō)明磨損會(huì)加速材料的高溫?fù)p傷，且具有一定的方向性。