貝氏體鋼組合轍叉心軌過早失效原因微觀分析

施慶峰 楊志南 張福成，3

1.中鐵寶橋集團有限公司，陜西 寶雞 721006；2.燕山大學亞穩材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北 秦皇島 066004；3.華北理工大學，河北 唐山 063200

道岔是機車車輛由一條線路進入或越過另一條線路的連接與交叉設備。由于道岔具有數量多、構造復雜、使用壽命短、行車安全性低、養護維修投入大等特點，成為控制鐵路行車速度的關鍵設備［1］。轍叉是道岔區實現股道分離的控制設備，轍叉狀態對列車運行、車輛與軌道部件使用壽命影響很大［2］。因此，開發更高性能的鐵路轍叉用鋼具有重要意義［3］。貝氏體鋼組合轍叉是當前主要使用的轍叉類型之一，其主要傷損類型為翼軌和心軌的垂向磨耗、壓潰、折斷、剝離掉塊，以及軌道剛度突變位置病害等［4-6］，特別是心軌在20～50 mm寬斷面范圍內出現的剝離掉塊、裂紋等病害直接影響轍叉的使用壽命，而心軌貝氏體材料本身的特性是心軌剝離掉塊產生的根本原因。

隴海鐵路一車站鋪設貝氏體鋼組合轍叉，逆向進岔，服役約6個月，由于心軌在25～50 mm寬斷面范圍內出現較嚴重剝落掉塊而更換下道，見圖1。轍叉通過總質量約為50 Mt，顯著低于同岔位以往的貝氏體組合轍叉以及Q/CR 595—2017《合金鋼組合轍叉》要求的使用壽命（應大于等于200 Mt），屬于過早失效。

圖1 貝氏體鋼轍叉心軌過早失效

本文通過對過早失效下道的貝氏體鋼轍叉心軌進行解剖分析，闡明失效破壞機制，分析過早失效原因，并提出改進措施。

1 試驗方法

該過早失效下道的貝氏體鋼轍叉心軌原材料為U26Mn2Si2CrNiMo合金鋼。取樣切割為6小段，從左向右依次標記為1#—6#，見圖2。

圖2 失效貝氏體鋼轍叉心軌試樣

利用日本島津PDA-7000型直讀光譜儀分析材料化學成分；按照GB/T 226—2015《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗法》的要求檢測心軌低倍組織；使用蔡司金相顯微鏡檢測非金屬夾雜物；根據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定法》，采用高倍顯微鏡進行晶粒度檢測；采用萬能拉伸試驗機和NI750C沖擊試驗機測試常規力學性能；利用維氏硬度計測試失效心軌表層截面硬度分布；通過SU-5000掃描電鏡和FEI Talos F200X透射電鏡觀察失效心軌組織形貌；利用Smart Lab 9KW型X射線衍射儀，選用Co Kα靶測試鋼中相組成。

對該失效轍叉心軌進行相關檢測，主要檢測結果見表1、表2。檢測結果表明，該失效轍叉心軌在材料化學成分，宏觀缺陷包括低倍組織、一般疏松、中心疏松、偏析，非金屬夾雜物等級，硬度、拉伸和沖擊等力學性能，晶粒度等方面，均滿足Q/CR 595—2017要求。因此，無需再針對基礎指標進行表征，應從微觀角度進一步分析失效機制。

表1 貝氏體轍叉鋼化學成分（質量分數）%

表2 貝氏體轍叉鋼拉伸和沖擊性能

對6段心軌試樣進行宏觀觀察，發現從1#試樣到5#試樣的中部，轍叉心軌表面存在明顯剝落掉塊，在5#和6#試樣表面可見大量疲勞微裂紋。在5#試樣表面可見剝落掉塊與疲勞微裂紋交接區域（圖3），說明5#、6#試樣中的疲勞微裂紋可視為剝落掉塊的前一階段。因此，重點對1#、6#試樣開展微觀分析。

圖3 5#試樣表面剝落掉塊與疲勞微裂紋交接區域

2 試驗結果與分析

2.1 失效轍叉心軌截面顯微硬度分布

在1#試樣截面上選取4個位置進行顯微硬度測試，結果見圖4。可以看出：Ⅰ位置有較為明顯的肥邊，存在較為明顯的硬化層，深度約6 mm；Ⅱ位置在已經剝落掉塊位置下方，表層高硬度區域已經剝落，所以無明顯硬化；Ⅲ位置表層硬化程度最高，表層硬度達到538 HV，但硬化深度較淺，僅為4 mm，但若裂紋繼續擴展，也將引起同Ⅱ位置一樣的剝落掉塊；Ⅳ位置為輪軌接觸非頻繁區，受列車車輪作用弱，僅有輕微硬化。根據Ⅱ和Ⅲ位置的硬度分布，可判斷該轍叉在使用初期，表層形成一層厚度僅4～6 mm的薄硬脆層，產生服役脆性。

圖4 1#試樣截面顯微硬度分布

2.2 失效轍叉心軌表層和基體組織

利用6#試樣，對失效轍叉表層和基體組織進行表征。圖5為掃描電鏡下的觀察結果。可以看出，表層為明顯的變形組織，存在大量的塊狀M/A島，M/A島與基體界面位置存在孔洞、微裂紋。轍叉心軌基體組織為粒狀貝氏體和板條狀貝氏體組成的復合貝氏體組織，存在大量的塊狀組織。

圖5 掃描電鏡下的失效轍叉心軌表層

通過透射電鏡對失效轍叉心軌的基體組織進行觀察，見圖6。可以看出，基體組織為無碳化物貝氏體，組織中含有薄膜狀殘余奧氏體和塊狀殘余奧氏體，因此可以判斷在掃描電鏡下觀察到的塊狀組織主要為塊狀殘余奧氏體。另外，組織中也可觀察到少量的孿晶馬氏體，見圖7。塊狀殘余奧氏體的穩定性低，在服役過程中極易轉變為脆性馬氏體，從而增加材料脆性［7］。

圖6 透射電鏡下的失效轍叉心軌基體組織

圖7 透射電鏡下失效轍叉心軌表層的孿晶馬氏體

對1#試樣距表層10 mm內的組織進行掃描電鏡觀察（圖8），發現大量粗大的TiN或Ti復合夾雜物。統計可知，夾雜物長約2～6μm，在夾雜物和基體之間可見明顯孔洞，有些已擴展為微小裂紋。根據檢測結果，鋼中Ti含量（質量百分比）為0.011%，N含量（質量百分比）為0.006 1%，這種粗大尺寸的TiN顆粒既不能阻止奧氏體晶粒長大，也起不到沉淀強化作用，相反會使之降低。同時，這類大尺寸的TiN夾雜物硬度高、脆性大，帶有尖銳的棱角，對鋼的疲勞性能影響很大。在粒度相同條件下，TiN夾雜物對疲勞性能的影響遠超氧化物類夾雜物［8］。中殘余奧氏體體積分數為20.1%，表層僅為8.8%。殘余奧氏體轉變層深度約4 mm，與硬度測試結果（參見圖4）一致。這說明失效轍叉心軌表層硬脆層的形成主要源于殘余奧氏體向馬氏體的轉變。

圖8 掃描電鏡下距心軌表面10 mm內的夾雜物

對失效轍叉表層至基體的殘余奧氏體含量進行定量分析。對1#試樣平行于硬度測試Ⅲ位置由表層向基體逐層測試，結果見圖9。可以看出，轍叉心軌基體

圖9 失效轍叉心軌表層及亞表層殘余奧氏體體積分數變化曲線

2.3 失效轍叉心軌疲勞微裂紋擴展路徑

觀察6#試樣表層脆性疲勞微裂紋，分析裂紋形核和擴展路徑。圖10（a）為6#試樣左側較寬斷面的裂紋宏觀形貌。可以看出，從左向右有3條主裂紋，與心軌表面角度在10°～25°。最右側主裂紋在向左下方擴展過程中存在多次分叉。在擴展路徑兩側，分布大量的塊狀M/A島，如圖10（b）所示。這表明這些M/A島與基體界面為脆性疲勞微裂紋的快速擴展路徑。

圖10 6#試樣表層脆性裂紋形貌

對微裂紋進行觀察時發現在微裂紋周圍存在大量更為微小的裂紋。這些裂紋大部分位于塊狀M/A島與基體界面處，部分微裂紋形成于夾雜物與基體界面位置，如圖11所示。這些微裂紋為疲勞裂紋源，可以說明疲勞裂紋的形核位置。從圖11（b）局部放大圖還可看出，微裂紋形成后沿著塊狀M/A島與基體界面擴展。這進一步說明塊狀M/A島與基體界面為主要裂紋擴展路徑。

圖11 6#試樣主裂紋周圍細小裂紋

另外，在試樣中還可看到與主裂紋尚未交匯的較長微裂紋，在失效轍叉表層可以看到較多的類似孔洞或微裂紋。同樣地，這些微孔大多位于M/A島與基體界面位置，部分位于夾雜物與基體界面位置。

3 結論及建議

對隴海鐵路一車站過早失效下道的貝氏體鋼轍叉心軌進行試驗，研究其失效破壞機制，分析過早失效的原因。主要結論如下：

1）該貝氏體鋼組織中存在大量不穩定的塊狀殘余奧氏體是心軌過早失效的一個重要原因。在轍叉心軌服役初期，表層的塊狀殘余奧氏體較快轉變為脆性馬氏體，形成一層較薄的硬化殼層。由于高強度脆性馬氏體與基體變形不協調，在界面位置容易產生應力集中，形成微裂紋，成為裂紋源，一方面可擴展形成大尺寸微裂紋，另一方面可作為裂紋快速擴展路徑，加速裂紋擴展，引起表層硬化殼破裂，導致剝落掉塊。因此，要從轍叉鋼組織角度，控制貝氏體組織形態，尤其是消除塊狀殘余奧氏體。

2）該貝氏體鋼中存在較多的帶尖銳棱角的TiN及Ti類復合夾雜物，在界面位置極易產生微裂紋，成為有效疲勞裂紋源。這類夾雜物與含較多不穩定塊狀殘余奧氏體的基體組織共同作用，極易形成疲勞裂紋，并快速擴展，導致該貝氏體鋼轍叉過早失效。因此，從轍叉鋼冶金質量角度，不僅要控制較大尺寸夾雜物的數量和尺寸，也要控制細小的夾雜物，尤其是TiN等帶尖銳棱角的夾雜物。