铁素体和渗碳体相形貌对D2车轮钢滚动接触疲劳性能影响

Effect of Ferrite and Cementite Morphology on the Rolling Contact Fatigue Behavior of D2 Wheel Steel

摘要

随着高速列车车轮滚动速度的不断提升，车轮的滚动接触疲劳失效日益严重，车轮的初始组织成为影响滚动接触疲劳性能的主要因素。利用热处理炉对D2车轮钢进行淬火+回火热处理，使D2车轮钢珠光体+先共析铁素体组织（P+F）转变为铁素体+粒状渗碳体组织（回火索氏体，TS）；通过滚动接触疲劳试验机对2种原始组织类型的车轮试样进行滚动接触疲劳试验；利用低倍显微镜观察滚动接触疲劳失效后P+F车轮试样和TS车轮试样表面的宏观形貌；利用场发射扫描电镜附带背散射电子衍射分析滚动疲劳失效后P+F车轮试样和TS车轮试样距表面不同距离微观组织的演变规律。结果表明：TS车轮试样的滚动接触疲劳寿命比P+F车轮试样提高了1.3倍；滚动接触疲劳失效后，P+F车轮试样中先共析铁素体与珠光体中共析铁素体的变化是不同的，在表面，先共析铁素体内形成大量的大角度晶界，共析铁素体内形成大量的小角晶界，而在次表面，先共析铁素体内存在大角度晶界和小角度晶界，共析铁素体的取向角小于2°；TS车轮试样在距表面不同深度的铁素体晶粒中大角度晶界的比例分布是均匀的；P+F车轮试样距表面不同深度先共析铁素体与共析铁素体不同程度的塑性变形会加速滚动接触疲劳裂纹萌生和扩展，进而加速车轮疲劳失效；TS车轮试样距表面不同深度铁素体的均匀塑性变形会延缓滚动接触疲劳裂纹形成，提高车轮滚动接触疲劳寿命。

Abstract

With the rising rolling speed of high-speed trains, rolling contact fatigue (RCF) of wheels have become increasingly severe. The initial microstructure of the wheels has emerged as a key factor influencing their RCF performance. In this paper, the heat treatment furnace is used to carried out quenching and tempering to transform the initial microstructure of D2 wheel steel from the pearlite+ proeutectoid ferrite (P+F) to ferrite + cementite particles (TS). Rolling contact fatigue (RCF) tests were conducted on wheel samples with these two types of initial microstructures using RCF tester. The surface macro-morphology of the P+F sample and the TS sample is observed by low magnification microscope; and the microstructural evolution of the P+F sample and the TS sample at different depths from surface is characterized using Field Emission Scanning Electron Microscopy (FESEM) with Electron Backscattered Diffraction (EBSD). The results show that RCF life of the TS wheel samples is 1.3 times higher than that of the P+F wheel samples. After RCF failure, the changes of proeutectoid ferrite (PF) and ferrite grains in pearlite of the pearlite wheel sample differed. At the surface, a large amount of HAGB is formed in PF grains, and the ferrite grains exhibit low angle grain boundary (LAGB). However, at the subsurface, the PF grains exhibit mainly the HAGB and LAGB, the angle of orientation in ferrite grains is less than 2°. The fraction of high angle grain boundary (HAGB) of the TS wheel sample in ferrite grains is uniform at different depths from the surface. The different degrees of plastic deformation of ferrite and proeutectoid ferritic grains at different depths from the surface of P+F samples accelerate the initiation and propagation of RCF cracks, which leads to faster fatigue failure of wheels. The uniform deformation of the ferrite in the TS wheel samples at different depths of distance from the surface delays the formation of RCF cracks and improves the RCF life of the wheels.

Graphical abstract

随着高速列车车轮滚动速度的不断提升，滚动接触疲劳（Rolling Contact Fatigue）是导致高速列车车轮失效的重要原因^［1］。车轮钢的滚动接触疲劳抗力与摩擦系数^［2］、轴重^［3］、轮轨接触条件^［4-6］、车轮失圆度^［7］等有关。Zeng等^［8］采用有限元模拟方法研究了车轮滚动速度对其滚动接触疲劳裂纹萌生和扩展的影响，结果表明随着车轮滚动速度的增加，滚动接触疲劳裂纹在深度和分支方向上扩展的驱动力是减小的。

并且，车轮的初始微观结构对滚动接触疲劳寿命也很重要。珠光体钢是由先共析铁素体和片层状珠光体组成，由于其良好的耐磨性而被广泛用作车轮材料^［9］。珠光体车轮钢与球形珠光体车轮钢相比，具有更好的疲劳强度^［10］。但珠光体车轮钢初始组织的非均匀性会加速裂纹萌生和扩展，从而加速滚动接触疲劳失效^［11-12］。张关震等^［13］研究发现，不均匀的微观组织会加速裂纹扩展，迅速导致车轮的疲劳失效。Suetrong等^［14］研究了不同初始组织对ER8车轮钢疲劳裂纹扩展的影响，发现微裂纹主要是由软相和硬相界面引发的。因此，车轮初始组织的均匀性是影响车轮疲劳寿命的重要因素。

前期通过淬火+高温回火热处理工艺提高了珠光体车轮钢初始组织的均匀性，对比研究了回火索氏体（TS）车轮和珠光体+铁素体（P+F）车轮的磨损性能，研究结果表明TS车轮的抗疲劳磨损性能优于P+F车轮，而TS车轮的磨损量高于P+F车轮^［15］。但是关于TS车轮和P+F车轮的滚动接触疲劳对比亟待开展研究。

本文在油润滑条件下进行了滚动接触疲劳试验，研究不同初始组织D2车轮的滚动接触疲劳性能；分析不同初始组织车轮在滚动接触疲劳失效后的组织演变与车轮抗滚动接触疲劳抗力的关系，充实和丰富了铁路车轮磨损和接触疲劳竞争关系的机理研究，为特定工况（需要耐磨或需要抗接触疲劳性能）铁路车轮的组织优化、调控及车轮选材提供指导。

1 试验材料及方法

选用的试验材料为D2车轮钢和U71Mn钢轨钢。D2车轮钢初始组织的扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscopy，SEM）形貌如图1所示。由图1可知：D2车轮钢的初始组织是由珠光体+先共析铁素体（P+F）组成。D2车轮钢的初始硬度约为300 HV。

D2车轮和U71Mn钢轨试样的化学成分见表1。为了提高D2车轮初始组织的均匀性，对D2车轮钢进行淬火+回火热处理，工艺示意图如图2所示。

热处理后，D2珠光体车轮的初始组织SEM形貌如3所示。

由图3可知：热处理后，D2车轮钢的初始组织由铁素体和粒状渗碳体组成，称为回火索氏体（TS）车轮。热处理后，D2车轮钢的初始硬度为345 HV。

滚动接触疲劳试验是在油润滑条件下进行的。试验时，接触应力设置为1 450 MPa^［16］，车轮运行速度为1 440 r · min^－1，轮轨滑差率为0.5%。每种车轮滚动接触疲劳试验重复3次，然后取3次滚动接触疲劳寿命平均值。当车轮试样表面剥落面积大于3 mm²，则判定车轮试样滚动接触疲劳失效^［16］。滚动接触疲劳试验结束后，利用Zeiss Supra 55扫描电镜（SEM）附带背散射电子衍射（Electron Backscattered Diffraction，EBSD）对车轮试样的表面显微组织演变和表面微观形貌进行了表征，并采用Universal Serial Bus显微镜对车轮试样表面宏观形貌进行观察。

2 试验结果及分析

2.1　滚动接触疲劳寿命

车轮试样的疲劳失效后车轮表面宏观形貌和滚动接触疲劳寿命如图4所示。由图4可知：滚动接触疲劳失效后，TS车轮试样的滚动接触疲劳寿命为6.9×10⁵ r，而P+F车轮试样的疲劳寿命为5.4×10⁵ r，前者的滚动接触疲劳寿命是后者的1.3倍；滚动接触疲劳失效后TS与P+F车轮试样的表面宏观形貌相似；滚动接触疲劳失效后，车轮表面出现明显的滚动接触疲劳裂纹和大块剥落；滚动接触裂纹在车轮表面萌生并向基体扩展，裂纹扩展角度约为45°，与Wang等^［17］的研究结果相似。

2.2　微观结构演变

TS车轮试样滚动接触疲劳失效后距表面不同距离处微观组织演变的EBSD形貌如图5所示。

图5中：蓝色线为大角度晶界（High Angle Grain Boundary，HAGB）；红色线为小角度晶界；F_HAGB为大角度晶界百分比。由图5可知：在800 μm区域内，TS车轮试样铁素体中的大角度晶界百分比较高，约为65%；随着表面深度的减小，TS车轮试样的铁素体晶粒尺寸及其HAGB的百分比变化不明显；在表面，铁素体中HAGB的百分比与在800 μm区域是相似的，大角度晶界百分比约为59%。滚动接触疲劳失效后，TS车轮试样在不同区域的塑性应变是相似的。因此，滚动接触疲劳失效后，TS车轮试样形成从表面到基体的连续塑性变形层。

滚动接触疲劳失效后，P+F车轮试样的塑性变形层厚度相比TS车轮试样较薄，距表面不同距离的EBDS形貌如图6所示。图中：蓝色线为大角度晶界；红色线为小角度晶界。由图6可知：在700 μm区域，先共析铁素体中HAGB的含量较低，仅为13%；在500~350 μm范围内，先共析铁素体中大量亚晶逐渐转变为HAGB，其百分比逐渐提高，而珠光体中共析铁素体的取向角小于2°；在230 μm区域，在珠光体中共析铁素体的取向角也小于2°，在先共析铁素体中的HAGB比例达到50%；在车轮表面，先共析铁素体由等轴形状转变为片层状，在先共析铁素体中形成较高比例的HAGB，其百分比提高到66%，而在共析铁素体中形成了大量的低角度晶界。滚动接触疲劳失效后，P+F车轮试样中先共析铁素体和共析铁素体的塑性变形是不同的，P+F车轮试样从表面到基体形成不连续塑性变形层。

滚动接触疲劳失效后P+F车轮试样和TS车轮试样表层SEM形貌如图7所示。由图7可知：滚动接触疲劳失效后，P+F车轮珠光体内渗碳体仍是片层状，共析铁素体和先共析铁素体发生明显的塑性变形；TS车轮的渗碳体仍是粒状均匀分布，铁素体发生明显塑性变形。

2.3　滚动接触疲劳裂纹

TS车轮试样滚动接触疲劳裂纹SEM形貌如图8所示。由图8可知：滚动接触疲劳裂纹在车轮表面萌生并扩展到基体中；对于TS车轮试样，滚动接触疲劳裂纹主要穿过铁素体晶粒扩展，粒状渗碳体对滚动接触疲劳裂纹扩展没有影响。

P+F车轮试样滚动接触疲劳裂纹的SEM形貌如图9所示。图中：P为珠光体；PF为先共析铁素体。由图9可知：P+F车轮试样组织不均匀性对滚动接触疲劳的裂纹扩展有明显的影响；主裂纹和分支裂纹都在先共析铁素体中扩展，分支裂纹在珠光体中停止扩展；主裂纹沿先共析铁素体与珠光体界面扩展，分支裂纹向先共析铁素体内扩展；P+F车轮试样的先共析铁素体以及先共析铁素体于珠光体界面是滚动接触疲劳裂纹主要扩展位置。

2.4　滚动接触疲劳失效机理

2.4.1　滚动接触疲劳裂纹萌生

当塑性应变累积达到延性极限时，材料表面就会产生裂纹^［18-19］。TS与P+F车轮试样抗滚动接触疲劳性能的差异是由于滚动接触疲劳失效后微观组织演变的不同造成的。滚动接触疲劳失效后，在距表面不同距离区域TS车轮试样的微观结构变化更为均匀（见图5）。因此，在距表面不同深度处TS车轮试样的塑性应变也是均匀的。在表面，P+F车轮试样的微观组织演化较为明显，其表面形成较高塑性应变积累（见图6）。

P+F车轮试样中先共析铁素体和共析铁素体的演变规律是不同的（见图6）。在表面，先共析铁素体中形成了大量HAGB，导致了先共析铁素体细化；共析铁素体中形成大量的小角度晶界，其细化不明显；这是因为P+F车轮试样中的片层渗碳体会阻碍共析铁素体中位错的移动^［20］。在次表面，P+F车轮试样的塑性变形不明显，先共析铁素体中产生了一部分小角度晶界，而共析铁素体内的取向角小于2°。因此，在滚动接触疲劳失效后，P+F车轮试样先共析铁素体的塑性变形比共析铁素体严重，其表面形成不连续的塑性变形层，这与Teshima等^［21］的研究结果相似。P+F车轮试样表面的先共析铁素体和共析铁素体的不同塑性变形以及不连续变形层的形成促进了滚动接触疲劳裂纹的萌生；TS车轮试样的组织相对P+F车轮明显细化，提高了车轮均匀磨损效果，降低了局部应力集中，进而延缓滚动接触裂纹萌生。

2.4.2　滚动接触疲劳裂纹扩展

TS车轮试样初始组织均匀导致其塑性应变分布是均匀的。TS车轮试样的主裂纹和分支裂纹主要穿过铁素体晶粒扩展，铁素体晶界会阻碍滚动接触疲劳裂纹扩展。P+F车轮试样组织的不均匀性会影响滚动接触疲劳裂纹扩展。Garnham等^［22］的研究结果表明，与珠光体相比，先共析铁素体的硬化速率更高，且应变积累速度更快，这导致在滚动接触疲劳过程中，裂纹主要在珠光体和先共析铁素体界面处扩展^［23］。在滚动接触疲劳过程中，作为软相的先共析铁素体会更快达到疲劳极限，加速了滚动接触疲劳裂纹扩展。先共析铁素体是滚动接触疲劳裂纹扩展的位置^［24］，先共析铁素体及其与珠光体的界面是珠光体轮滚动接触疲劳裂纹扩展的主要部位。因此，P+F车轮试样的组织不均匀性会加速了滚动接触疲劳裂纹扩展。

3 结论

（1）滚动接触疲劳失效后，TS车轮试样的滚动接触疲劳寿命为6.9×10⁵ r，而P+F车轮试样的疲劳寿命为5.4×10⁵ r，TS车轮试样的滚动接触疲劳寿命是P+F车轮试样的1.3倍。

（2）滚动接触疲劳失效后，TS车轮试样从表面不同区域的微观结构变化不明显，车轮表面形成了连续的塑性变形层。然而，在P+F车轮试样表面，滚动接触疲劳失效后珠光体中先共析铁素体与共析铁素体的变化有所不同。在先共析铁素体中形成了大量大角度晶界，促进了先共析铁素体的细化。共析铁素体晶粒中形成大量的小角度晶界，共析铁素体晶粒细化不明显。在次表面，先共析铁素体中形成了大量的小角度晶界，共析铁素体晶粒的取向角小于2°。

（3）在P+F车轮试样表面先共析铁素体和共析铁素体的不同塑性变形加速了滚动接触疲劳裂纹的萌生。TS车轮试样疲劳裂纹主要沿铁素体晶粒扩展，晶界对裂纹扩展有阻碍作用。P+F车轮的疲劳裂纹扩展为珠光体与先共析铁素体的界面。与P+F车轮试样相比，TS车轮试样的抗滚动接触疲劳性能明显增强。

参考文献

[1] BEVAN A， MOLYNEUX-BERRY P， EICKHOFF B， et al. Development and Validation of a Wheel Wear and Rolling Contact Fatigue Damage Model ［J］. Wear， 2013， 307 （1/2）： 100-111.

[2] 肖乾，方骏，王磊.摩擦系数对高速列车车轮瞬时滚动接触疲劳的影响［J］.中国铁道科学，2016，37（3）：68-74.

[3] XIAO Qian， FANG Jun， WANG Lei. Influence of Friction Coefficient on Wheel Transient Rolling Contact Fatigue of High Speed Train ［J］. China Railway Science， 2016， 37 （3）： 68-74. in Chinese

[4] LIU Y F， JIANG T， ZHAO X， et al. Effects of Axle Load Transfer on Wheel Rolling Contact Fatigue of High-Power AC Locomotives with Oblique Traction Rods ［J］. International Journal of Fatigue， 2020， 139： 105748.

[5] 周桂源，何成刚，文广，等.横向力对列车车轮踏面表层材料塑性变形的影响［J］.中国铁道科学，2015，36（6）：104-110.

[6] ZHOU Guiyuan， HE Chenggang， WEN Guang， et al. Effect of Lateral Force on Plastic Deformation of Surface Layer Material of Train Wheel Tread ［J］. China Railway Science， 2015， 36 （6）： 104-110. in Chinese

[7] FANG X Y， HUANG W， YANG X F， et al. Effects of Temperature on Fatigue Cracks Initiation and Propagation for a High-Speed Railway Wheel Rim Steel ［J］. Engineering Failure Analysis， 2020， 109： 104376.

[8] FACCOLI M， PETROGALLI C， LANCINI M， et al. Effect of Desert Sand on Wear and Rolling Contact Fatigue Behaviour of Various Railway Wheel Steels ［J］. Wear， 2018， 396： 146-161.

[9] YAN R G， WANG W J， GUO Y T， et al. Influence of Wheel Out-of-Roundness on the Remaining Life of Railway Wheels under Mixed-Mode Fatigue Loading ［J］. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structure， 2022， 45 （7）： 2072-2085.

[10] ZENG D F， CHEN X， XU F D， et al. Influence of Rolling Speed on Fatigue Crack Initiation and Growth of Wheel Steel under Dry-Wet Rolling/Sliding Contact ［J］. Wear， 2024， 536： 205156.

[11] KUZIAK R， ZYGMUNT T. A New Method of Rail Head Hardening of Standard-Gauge Rails for Improved Wear and Damage Resistance ［J］. Steel Research International， 2013， 84 （1）： 13-19.

[12] LI G， HONG Z Y， YAN Q Z. The Influence of Microstructure on the Rolling Contact Fatigue of Steel for High-Speed-Train Wheel ［J］. Wear， 2015， 342： 349-355.

[13] EDEN H C， GARNHAM J E， DAVIS C L. Influential Microstructural Changes on Rolling Contact Fatigue Crack Initiation in Pearlitic Rail Steels ［J］. Materials Science and Technology， 2005， 21 （6）： 623-629.

[14] LIU C P， ZHAO X J， LIU P T， et al. Influence of Slip Ratio on Worn-Surface Microstructure and Fatigue Wear Behavior of D2 Wheel Steel ［J］. Journal of Iron and Steel Research， International， 2018， 25 （12）： 1278-1286.

[15] 张关震，任瑞铭，吴斯，等.不均匀组织对高速动车组车轮踏面剥离损伤的影响［J］.中国铁道科学，2019，40（5）：80-86.

[16] ZHANG Guanzhen， REN Ruiming， WU Si， et al. Influence of Non-Uniform Microstructure on Shelling Damage of Wheel Tread for High Speed EMU ［J］. China Railway Science， 2019， 40 （5）： 80-86. in Chinese

[17] SUETRONG C， UTHAISANGSUK V. Investigations of Fatigue Crack Propagation in ER8 Railway Wheel Steel with Varying Microstructures ［J］. Materials Science and Engineering： A， 2022， 840： 142980.

[18] LIU C P， LIU P T， PAN J Z， et al. Effect of Original Microstructure on Wear Property of ER9 Wheel Steel ［J］. Ironmaking & Steelmaking， 2021，48 （2）： 133-141.

[19] 中华人民共和国工业和信息化部. YB/T 5345—2014 金属材料滚动接触疲劳试验方法 ［S］.北京：冶金工业出版社，2014.

[20] Ministry of Industry and Information of the People's Republic of China. YB/T 5345—2014 Metallic Materials Rolling Contact Fatigue Test ［S］. Beijing： Metallurgical Industry Press， 2014. in Chinese ）

[21] WANG S S， ZHAO X J， LIU P T， et al. Investigation of the Relation between Rolling Contact Fatigue Property and Microstructure on the Surface Layer of D2 Wheel Steel ［J］. Materials Sciences and Applications， 2019， 10 （8）： 509-526.

[22] KAPOOR A. Wear by Plastic Ratchetting ［J］. Wear， 1997， 212 （1）： 119-130.

[23] KAPOOR A. A Re-Evaluation of the Life to Rupture of Ductile Metals by Cyclic Plastic Strain ［J］. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures， 1994， 17 （2）： 201-219.

[24] TANAKA K， MATSUOKA S. The Work Hardening and Fracture of Steels Containing Cementite ［J］. Acta Metallurgica， 1974， 22 （2）： 153-163.

[25] TESHIMA T， KOSAKA M， USHIODA K， et al. Local Cementite Cracking Induced by Heterogeneous Plastic Deformation in Lamellar Pearlite ［J］. Materials Science and Engineering： A， 2017， 679： 223-229.

[26] GARNHAM J E， DAVIS C L. The Role of Deformed Rail Microstructure on Rolling Contact Fatigue Initiation ［J］. Wear， 2008， 265 （9/10）： 1363-1372.

[27] URASHIMA C， NISHIDA S. Fatigue Crack Initiation and Propagation Behavior in Pearlite Structures ［J］. Fatigue'96 Sixth International Fatigue Congress， 1996， 1： 319-324.

[28] LU K. Making Strong Nanomaterials Ductile with Gradients ［J］. Science， 2014， 345 （6203）： 1455-1456.