層流等離子體點(diǎn)狀淬火面積比對(duì)輪軌材料磨損性能的影響

馮宗立，張青松，戴光澤，李秋澤

（1.西南交通大學(xué)，成都 610031；2.中車長春軌道客車股份有限公司，長春 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)，高速列車的運(yùn)行環(huán)境復(fù)雜，輪軌磨損問題成為了影響列車運(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]。研究者嘗試通過傳統(tǒng)熱處理來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]。為了解決這一問題，近年來，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金屬熱處理的熱門研究領(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)生裝置簡單、成本低、操作維護(hù)方便以及對(duì)工件表面無特殊要求等突出優(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 型車的ER8 車輪材料和中國高速鐵路時(shí)速350 km 的U71MnG 鋼軌材料，分別取材于實(shí)際的車輪和鋼軌，其化學(xué)成分見表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，鋼軌與車輪材料的最佳硬度匹配為：鋼軌硬度/車輪硬度比為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，均采用盤狀試樣，外徑為60 mm，內(nèi)徑為32 mm，厚度為10 mm。其中車輪試樣采用階梯試樣，滾動(dòng)接觸磨損采用線接觸的方式，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。其中未處理車輪試樣（見圖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)載荷下帶來的塑性變形（見圖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，無明顯的裂紋產(chǎn)生。其中淬火面積比為15%的車輪試樣（見圖4b），損傷情況最為嚴(yán)重。淬火面積比為30%和45%的車輪試樣，損傷情況類似，但由于45%處理組的車輪試樣產(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%處理的車輪試樣表面損傷情況最?。ㄒ妶D4c）。

圖4 車輪試樣磨損試驗(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，在長期的循環(huán)載荷下，表面出現(xiàn)明顯的擦傷和剝落坑（見圖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，與車輪試樣類似，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（見圖6）。結(jié)果表明，原材料經(jīng)過長時(shí)間的磨損和擠壓后，車輪和鋼軌試樣變形嚴(yán)重，表面材料明顯向兩側(cè)堆積，縱向表面由直線變?yōu)槊黠@弧形（見圖6a 和圖6c）。經(jīng)過淬火處理后，材料的塑性變形明顯改善，接觸表面仍保持良好的直線形狀（見圖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（見圖6e 和圖6f），而未處理車輪試樣，表面損傷以磨損裂紋為主，起伏并不明顯。

圖6 車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（見圖7a和圖7b）。經(jīng)過層流等離子體點(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?？梢娞幚砗蟮妮嗆壴嚇咏孛姹憩F(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??；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)淬火面積過大時(shí)，必然導(dǎo)致試樣的表面質(zhì)量下降（見圖4d 和圖5d），而且可能出現(xiàn)搭接區(qū)和回火軟化的問題。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 以內(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以內(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)出明顯的流線型層狀結(jié)構(gòu)，深度均勻，并且車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[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?。ㄒ妶D12c1 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]（見圖12c2 和見圖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，無明顯縫隙產(chǎn)生。在處理后，車輪試樣的淬火區(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裂紋（見圖13a1）。未處理鋼軌試樣磨損后，內(nèi)部的變形情況與車輪相似，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]（見圖5a）。

對(duì)于處理后車輪試樣，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（見圖13c1）。處理后，車輪試樣淬火區(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，未見明顯裂紋產(chǎn)生（見圖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（見圖13c2）。其余區(qū)域并無明顯的亞表面裂紋，說明硬化區(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]（見圖13d2）。小部分裂紋與車輪材料相似，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、車輪的大范圍小角度長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，但是面積比過大（45%）又會(huì)出現(xiàn)過多的交界區(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。