Page 193 - 《摩擦学学报》2021年第5期
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782 摩 擦 学 学 报 第 41 卷
100 与基体交界面处达到最大值. 他们认为这是由于轮轨
90
Fracture toughness/(MPa·m 1/2 ) 70 5 μm White etching layer 层碳化物优先在马氏体回火过程中析出导致WEL底
摩擦界面在短时间内很难达到共析转变温度A 点,顶
1
80
60
[18]
[39]
部溶质碳原子浓度较高所致 . Li 详细分析了WEL/
50
BEL/PDL组成的“三明治”层状结构各层硬度分布规
40
30
)并与先前的
律,发现WEL的硬度最高(约1 200 HV
0.05
20
LS martensite
10
低于WEL. 从图13可以看出,随深度的增加WEL硬度
0 Undeformed pearlite BEL WEL 文献 [45, 52-53] 报道吻合,而BEL整体硬度(约840 HV 0.05 )
200 400 600 800 1 000
Hardness/HV 逐渐减小,而BEL呈相反趋势并在BEL和基体交界附
近达到最大值. 这与通常认为的硬度依赖于加工硬化
Fig. 10 Relationship between fracture toughness and
hardness of various microstructure, such as 和晶粒细化的观点相悖,因此硬度的增加不能完全归
WEL BEL and martensite [9]
因于塑变诱导. 他们将WEL/BEL交界处硬度较低的现
图 10 WEL、BEL和马氏体等微观组织的断裂韧性
与硬度间的关系 [9] 象归因于此处更利于马氏体的回火.
综上所述,已有的研究 [22, 28, 32] 普遍认为:随着深度
而原始基体则为292 GPa左右. 次表面层最低的弹性 的增加,轮轨表面向基体方向或者说TTS层的硬度总
模量意味着该处塑性变形最为严重. 此外,结合赫兹 体呈降低的趋势,形成典型的梯度结构. 然而,一些研
接触理论,他们推断疲劳裂纹在WEL区域中弹性模量 究者在WEL或BEL单层硬度随深度变化上的观点并
[51]
较低且在最大剪切应力处萌生. Zhu等 利用EPMA 不统一,这可能与不同国家地区的铁路运行状况不一
(Electron probe microanalysis)技术分析了TTS层微区 致有关,例如美国和澳大利亚主要为重载,而日本、西
元素组成及分布特性,如图12所示. 结果表明:WEL区 欧主要为高速铁路.
域元素组成与基体并无差异;但WEL区域内C元素的
4 轮轨运行工况对TTS的影响
分布并不均匀,指出高浓度C的出现是WEL硬度显著
提高的主要原因,这与Takahashi等的研究结果极为 轮轨滚动接触过程中其运行工况(如制动、轴重、
[39]
吻合 . 蠕滑和服役环境等)对TTS的发生、发展均有重要影
Pan等 指出钢轨表面最大硬度值出现在距最外 响. 许多学者研究表明:在纯滚动摩擦时,轮轨表面仅
[19]
层20 μm处,随后沿深度先略微降低后上升直至接近 发生塑型变形 ,而在滚滑条件下轮轨表面才能出现
[54]
WEL和PDL的界面以后硬度值急剧降低. 他们认为, 纳米晶白层 ,也有研究表明在滑动磨损条件摩擦副
[55]
最外层的WEL原始奥氏体晶粒的尺寸较小,硬度高; 表面可以形成相变白层 和纳米晶白层 . Al-Juboori
[45]
[56]
[23]
而次表层马氏体内部较高的位错密度是导致硬度回 等 认为高蠕滑率作用下摩擦界面闪温高、塑性累积
升的原因. 然而,Takahashi和Zhang等 [39, 45] 的研究表明 严重,因此WEL通常发生在施加制动、提速等近信号
WEL的硬度随深度的加深而呈增加趋势,直至WEL 灯或车站区域. 近期,Zhu和Al-Juboori等 [23, 38] 均报道了
(a) (b) 281.0 GPa
12.4 GPa WEL
WEL
9.4 GPa 15~30 μm 260.4 GPa
15~30 μm
8.6 GPa
50~60 μm 50~60 μm 298.2 GPa
4.8 GPa
Matrix
Matrix 292.2 GPa
0 2 4 6 8 10 12 14 220 240 260 280 300 320 340
Nano-Hardness/GPa Modulus of elasticity/GPa
Fig. 11 (a) Nano-hardness and (b) elasticity modulus with increasing depth from the top-surface to the matrix [32]
图 11 (a)纳米硬度和(b)弹性模量随深度从最表面向基体方向的变化 [32]