葛藝 胡青鳳 蔣波 張朝磊 劉雅政 孫林林

1.北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2.中國鐵道科學研究院集團有限公司 鐵道建筑研究所，北京 100081；3.中國鐵道科學研究院集團有限公司 高速鐵路軌道技術國家重點實驗室，北京 100081

扣件系統(tǒng)是連接鋼軌和軌枕的關鍵部件，對保證軌道穩(wěn)定性、可靠性起到至關重要的作用［1-2］。彈條是為扣件提供良好彈性和扣壓力的重要部件［3-6］。彈條在高速鐵路行駛時起到了緩振降噪、固定鋼軌的作用。但是，彈條在交變載荷作用下受力復雜［7］，最易出現(xiàn)疲勞失效，特別是未達到規(guī)定使用壽命就出現(xiàn)失效斷裂，對行車和人身安全造成巨大傷害。

根據(jù)TB/ T 1495—2020《彈條Ⅰ型扣件》，經(jīng)500 萬次疲勞試驗后，彈條應為不出現(xiàn)疲勞裂紋的良好服役工作狀態(tài)。現(xiàn)有研究大多針對60Si2Mn、55Si2Mn等中高碳彈簧鋼彈條的疲勞性能進行分析，而關于38Si7彈條疲勞失效機理的研究較少。因此，本文通過分析表面缺陷及內部組織對彈條疲勞性能的影響，從宏微觀角度揭示38Si7 彈條疲勞失效的原因，為彈條的生產(chǎn)提供有效依據(jù)及指導。

1 試驗內容

試驗材料選自國內某廠生產(chǎn)的SKL12 型38Si7 彈條，直徑13 mm。其化學成分見表1。

表1 軋材化學成分 %

主要工藝流程：下料→感應加熱→三道次成型→余熱淬火→回火→防銹處理→成品。如圖1 所示，試驗用軋材在940～ 980 ℃進行熱成型前的3～ 5 s感應加熱，隨后經(jīng)過20 s成型模具熱成型，制成彈條。以800～820 ℃的余熱進行80 s淬火，430 ℃回火1 h。

圖1 試驗用軋材熱處理工藝示意

試驗內容包括：對彈條成品進行疲勞臺架試驗以評估其疲勞壽命，合格彈條疲勞壽命不小于500萬次，否則為不合格成品；利用蔡司Axio Scope.A1光學顯微鏡（OM）、ZEISS Gemini 500 掃描電子顯微鏡（SEM）觀察分析彈條的顯微組織和斷口形貌；利用EM1500L顯微維氏硬度計與TH320 洛氏硬度計測量彈條的硬度；利用Image Tool 軟件確定脫碳層深度及評估殘余鐵素體級別。

2 試驗結果及分析

彈條在經(jīng)過970 ℃感應加熱后，進行820 ℃余熱淬火及430 ℃回火1 h。試樣經(jīng)過疲勞試驗145萬次后發(fā)生斷裂。

2.1 失效彈條的顯微組織分析

為辨析失效彈條組織是否存在異常缺陷，對其表面不同位置進行OM和SEM觀測，結果見圖2。

圖2 失效彈條顯微組織及形貌

由圖2 可知：彈條從邊部到心部組織均勻性逐漸下降，邊部及1/2 半徑范圍內主要為回火屈氏體組織，1/2 半徑處還存在少量塊狀鐵素體，心部為回火屈氏體與塊狀鐵素體。心部殘余鐵素體平均面積占比1.9%，根據(jù)TB/ T 2478—1993《彈條金相組織評級圖》，評價為2級，達到SKL12-38Si7彈條技術要求中殘余鐵素體不大于2級的要求。

2.2 失效彈條斷口宏觀及微觀形貌

如圖3 所示，失效彈條在尾部的彎曲內側與前肢過渡段發(fā)生斷裂，靠近斷口存在寬約10 mm 的橢圓形表面壓痕。

圖3 失效彈條宏觀形貌

為進一步查明彈條斷裂的原因，用掃描電鏡對斷口進行觀察，其微觀形貌見圖4?？芍簭谋砻鎵汉厶幟壬鸭y源，繼而向心部延伸形成裂紋擴展區(qū)，最后瞬間斷裂形成瞬斷區(qū)；裂紋源及擴展區(qū)域約占斷口的2/3，剩余為瞬斷區(qū)；裂紋源和疲勞裂紋擴展區(qū)未發(fā)現(xiàn)夾雜物，斷口粗糙，形貌為明顯的扭曲狀，為典型的扭轉疲勞斷口形貌；裂紋擴展區(qū)為解理斷裂形貌，臺階相互匯合形成了河流花樣，其行徑基本沿襲了擴展的路徑；瞬斷區(qū)斷口韌窩分布密集，細小均勻并呈集群分布；表面完全脫碳層與基體之間存在明顯界面，緊鄰脫碳層的基體出現(xiàn)明顯的塑性變形。表面壓痕和完全脫碳層皆可能是彈條斷裂的影響因素，因此，從這兩方面進一步分析失效原因。

圖4 失效彈條斷口微觀形貌

2.3 失效彈條硬度與脫碳行為評價

對失效彈條斷口附近橫截面進行硬度檢測。隨機選取5 個測點，測試結果分別為44.9、44.6、44.9、44.5、45.4 HRC。計算可知平均硬度44.9 HRC，極差0.9 HRC，符合SKL12-38Si7 彈條回火后42～ 46 HRC的技術要求。

利用掃描電鏡對脫碳層進行觀察，并測試其表面組織的硬度，結果見圖5。由圖5（a）可知：完全脫碳時鐵素體晶粒呈柱狀且垂直，部分脫碳時組織為沿原奧氏體晶界的等軸鐵素體和珠光體；脫碳層與鋼基體之間沒有明顯的分界線；完全脫碳層在外表面深度分布較均勻。由圖5（b）可知，部分脫碳層最大深度由硬度變化極點5#確定，部分脫碳層深度為109.2 μm。利用image tool軟件測量圖5（a）組織中柱狀鐵素體的厚度，得到完全脫碳層深度為50.7 μm，則總脫碳層深度為159.9 μm。由此可見，完全脫碳層占整個脫碳層的31.7%。完全脫碳層使彈條表面硬度下降，初步推斷可能是表面疲勞強度下降造成的。

圖5 失效彈條脫碳層分布及硬度

為分析彈條完全脫碳層是否對疲勞失效有影響，通過優(yōu)化軋制過程工藝參數(shù)，降低終軋后軋材的脫碳層。具體措施包括：軋材的終軋溫度提升至1 000 ℃，提高相變前冷卻速度至6.3 ℃/s，相變后冷卻速度2.2 ℃/s。控制脫碳后脫碳層分布及硬度見圖6。可知：軋材的完全脫碳層深度降低到15.6 μm；部分脫碳層最大深度由硬度變化極點5#確定，部分脫碳層深度為61.4 μm，總脫碳層深度為77.0 μm。相比于失效彈條，完全脫碳層深度降幅達69%。以此軋材生產(chǎn)的彈條在疲勞試驗次數(shù)127 萬次后仍然發(fā)生斷裂，可見彈條的疲勞壽命未因完全脫碳層深度的減小而提升。

圖6 控制脫碳后脫碳層分布及硬度

2.4 彈條失效原因及改進措施

通過對失效彈條進行微觀組織、脫碳層、硬度、斷口分析發(fā)現(xiàn)：微觀組織較為均勻，無異常；斷口附近橫截面硬度均勻，滿足標準硬度范圍；降低軋材表面完全脫碳層深度未對成品彈條疲勞壽命帶來有效改善；裂紋源來自表面壓痕，開裂位置正是彈條尾部支點。這是因為彈條在服役過程中長期遭受周期性扭轉、彎曲等交變應力的綜合作用［8］，壓痕位置處于扭轉疲勞薄弱區(qū)，故容易由此開裂，這說明壓痕缺陷是導致彈條斷裂的最主要原因。

從裂紋演變規(guī)律可知，彈條在高溫熱成型時由于模具原因產(chǎn)生了壓痕，從而引入了局部附加拉應力，這種附加應力與工作應力的疊加增大了壓痕位置的局部載荷，進而削弱了彈條疲勞強度。因此，在應力集中的循環(huán)作用下，彈條壓痕附近的表面首先萌生疲勞裂紋并不斷擴展，最后發(fā)生斷裂失效［9-11］。

原模具壓頭在熱成型時與余熱約900 ℃的彈條相接觸，彈條尾部彎曲變形并與模具弧形面摩擦，模具弧形面局部磨損形成凹坑，凹坑邊緣存在環(huán)形尖角。在凹坑尖角壓頭的刮削作用下，彈條尾部出現(xiàn)宏觀壓痕缺陷［12］。在后續(xù)彈條熱成型中，通過合理設計并優(yōu)化模具形狀及壓下參數(shù)。具體措施為：通過在與彈條相接觸的模具上加墊厚度為3～ 5 mm 硬質合金片，大幅消除模具型面上出現(xiàn)凹坑和磨損現(xiàn)象，有效提高熱成型模具的耐磨性。消除成品彈條的壓痕后，最終彈條疲勞性能得到有效改善。試驗結果表明，500 萬次疲勞壽命的成品的合格率達到95%以上。

3 結論

1）失效彈條微觀組織為回火屈氏體，從邊部到心部無異常組織，心部殘余鐵素體不大于2級。

2）彈條平均硬度為44.9 HRC，滿足標準中42～46 HRC的要求。經(jīng)過控制軋材完全脫碳層深度，彈條表面的完全脫碳層深度從50.7 μm 下降至15.6 μm，降幅達69%，彈條疲勞壽命仍小于500萬次，未因完全脫碳層深度的減小而提升。

3）斷口的擴展行徑始于彈條壓痕缺陷處，在表面應力集中的循環(huán)作用下，疲勞強度不足以抵抗工作應力而開裂。通過優(yōu)化模具設計，消除了彈條型面上的壓痕，提高了彈條疲勞壽命。