0.   引言

車輪是軌道交通列車的核心組成部件，在列車運行中承受著較大載荷和熱負荷作用，其安全服役性能對于保障軌道交通的穩定運行尤為重要[1]。目前，國內外車輪輪箍用鋼均為中高碳鋼，存在抵抗熱損傷和抗內部疲勞裂紋擴展能力較差等問題，難以滿足高速、重載條件下的使用要求[2]。為了改善車輪的性能以適應鐵路運輸提速的需求，我國高速列車車輪用鋼正逐漸向降低碳含量并進行微合金化的方向發展[3]。 

無碳化物貝氏體鋼是一種極具潛力的新型高強韌車輪鋼，其組織主要為貝氏體鐵素體板條及板條間較高碳含量的殘余奧氏體，具有較高的強度、優良的抗熱裂性和韌性[4-5]。研究無碳化物貝氏體鋼中殘余奧氏體演變對優化該鋼性能、延長使用壽命意義重大。這是因為：應力作用下殘余奧氏體轉變為馬氏體時，微觀體積膨脹產生的壓應力能夠有效延長車輪鋼的使用壽命[5-6]；殘余奧氏體的形態和分布對疲勞裂紋的萌生與擴展影響顯著，如力學穩定性低的塊狀殘余奧氏體易成為疲勞裂紋萌生位點，而貝氏體鐵素體板條間的薄膜狀殘余奧氏體則可抑制裂紋擴展[7]。此外，MI等[8]通過準原位電子背散射衍射（EBSD）觀察發現，貝氏體鐵素體板條長軸端的殘余奧氏體在低周疲勞初期會率先變形并轉變為馬氏體，從而釋放應力集中，降低裂紋擴展速率。目前，針對無碳化物貝氏體鋼中殘余奧氏體的研究，多集中在交變載荷下的轉變機理方面，有關殘余奧氏體應力誘發馬氏體相變行為的研究較少。 

作者以我國自主研發的新型無碳化物貝氏體車輪鋼為研究對象，在不同應力水平下對其進行疲勞試驗，研究了試驗鋼中殘余奧氏體的轉變規律及機理，擬為無碳化物貝氏體車輪鋼的組織結構穩定性及性能研究提供試驗依據。 

1.   試樣制備與試驗方法

試樣取自車輪輪輞踏面，其材料為馬鞍山鋼鐵股份有限公司提供的無碳化物貝氏體鋼，主要化學成分（質量分數/%）為0.23 C，1.57 Si，2.05 Mn，余Fe；顯微組織見圖1，主要由貝氏體鐵素體板條以及板條間的薄膜狀殘余奧氏體組成，殘余奧氏體體積分數約為13.07%。試驗鋼的屈服強度為958 MPa，抗拉強度為1 219 MPa，斷后伸長率為14.5%。 

圖  1  試驗鋼的顯微組織

Figure  1.  Microstructure of test steel: (a) scanning electron microscope morphology and (b) transmission electron microscope morphology

按照GB/T 3075—2008《金屬材料 疲勞試驗 軸向力控制方法》，采用Instron Model 1341型電液伺服萬能材料試驗機進行室溫疲勞試驗，疲勞試樣的形狀與尺寸如圖2所示，采用正弦波加載，應力比為−1，加載頻率為20 Hz。疲勞試驗分為兩組：第一組研究應力幅對殘余奧氏體轉變規律的影響，應力幅分別為200，250，300，350，400，450，500，550 MPa，當循環次數達到106周次或試樣發生疲勞斷裂時停止試驗；第二組研究交變載荷循環加載過程中殘余奧氏體的穩定性和轉變規律，由前一組試驗可知，在應力幅不大于350 MPa下循環至106周次時試樣均未發生斷裂，高于350 MPa時未達106周次即斷裂，選擇應力幅350 MPa和450 MPa進行循環加載，根據應力幅450 MPa下斷裂循環次數為5.2×105周次，將循環次數設置為104，5×104，105，5×105周次，達到循環次數時停止試驗，觀察組織變化。 

圖  2  疲勞試樣的形狀與尺寸

Figure  2.  Shape and size of fatigue specimen

在疲勞后的試樣上取樣，經表面研磨、電解拋光（拋光液為體積比1∶9的高氯酸和冰乙酸混合溶液，拋光電壓為40 V，時間約為15 s）后，用體積分數2%硝酸乙醇溶液腐蝕，隨后采用Hitachi SU-6600型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織。采用HXD-1000TMC/LCD型維氏硬度計測試表面顯微硬度，載荷為0.98 N，保載時間為15 s，測5個點取平均值。將試樣用砂紙磨至表面粗糙度為40 μm后，用TJ100-BE基本型電解雙噴儀在雙噴液（7%高氯酸+92%無水乙醇+1%正丁醇，體積分數）中進行減薄處理，工作電壓為30 V，工作溫度−30 ℃，再在JEM-2100F型透射電子顯微鏡（TEM）下觀察微觀形貌。采用ZEISS GEMINI 500型SEM觀察疲勞前后試樣的微觀形貌，并進行電子背散射衍射（EBSD）分析。采用Bruker D8 ADVANCE型X射線衍射儀（XRD）分析物相組成，銅靶，Kα射線，掃描范圍在40°~100°，掃描速率為2 （°）·min−1。使用Jade 6軟件計算γ（200）、γ（220）、γ（311）、α（200）、α（211）5個衍射峰的積分強度，計算殘余奧氏體的體積分數，計算公式[9]如下： 

式中：φγ為殘余奧氏體的體積分數；Iγ為奧氏體衍射峰的平均積分強度；Iα為鐵素體衍射峰的平均積分強度。 

2.   試驗結果與討論

2.1   不同應力幅疲勞后的殘余奧氏體含量

由圖3可知，不同應力幅下疲勞后，試驗鋼的組織與疲勞變形前相比沒有顯著變化，仍主要由貝氏體鐵素體板條與薄膜狀殘余奧氏體組成。 

圖  3  不同應力幅下疲勞后試驗鋼的顯微組織

Figure  3.  Microstructure of test steel after fatigue at different stress amplitudes

由圖4可見：不同應力幅下疲勞后試驗鋼的物相并未發生變化，仍主要由奧氏體和鐵素體組成；當應力幅在200~300 MPa時，試驗鋼中殘余奧氏體含量基本不變且與未疲勞試驗鋼相近，當應力幅在350~550 MPa時，殘余奧氏體含量相比未疲勞試樣明顯降低，說明殘余奧氏體發生轉變，推測轉變的臨界應力幅約為300 MPa。在應力作用下，亞穩態的殘余奧氏體會因轉變為馬氏體而減少[10]，但由于馬氏體含量較少，XRD未能檢測到。和未疲勞鋼相比，應力幅350，450 MPa下疲勞后殘余奧氏體體積分數分別降低了3.37%，3.47%。 

圖  4  不同應力幅下疲勞后試驗鋼的XRD譜及殘余奧氏體體積分數

Figure  4.  XRD patterns (a) and retained austenite volume fractions (b) of test steel after fatigue at different stress amplitudes

由圖5可知，應力幅高于300 MPa時，試驗鋼的表面硬度相比未疲勞時（366 HV）明顯提高，這是因為應力幅高于300 MPa時殘余奧氏體發生了應力誘發相變，轉變為高硬度的馬氏體。試驗鋼硬度的增加與殘余奧氏體含量減少的結果相對應。 

圖  5  不同應力幅下疲勞后試驗鋼的表面硬度

Figure  5.  Surface hardness of test steel after fatigue at different stress amplitudes

由圖6可知：在應力幅550 MPa下疲勞斷裂后，試驗鋼組織中出現由應力誘發殘余奧氏體轉變形成的馬氏體；該馬氏體的晶格常數a=b=0.284 6 nm，c=0.305 3 nm，晶軸之間的夾角α=β=γ=90°[11-12]，應為富碳奧氏體轉變形成的體心四方結構馬氏體。 

圖  6  550 MPa應力幅下疲勞斷裂后試驗鋼的TEM形貌

Figure  6.  TEM morphology of test steel after fatigue fracture at stress amplitude of 550 MPa: (a) bright field image and (b) dark field image

2.2   疲勞過程中的組織演變

由圖7可見，在同一應力水平下循環加載過程中（循環次數增加），試驗鋼組織形貌無明顯變化，均主要為板條狀貝氏體鐵素體和板條間分布的薄膜狀殘余奧氏體。 

圖  7  350 MPa和450 MPa應力幅下循環不同周次時試驗鋼的SEM形貌

Figure  7.  SEM morphology of test steel after cyclic loading for different times at stress amplitudes of 350 MPa (a–b) and 450 MPa (c–f)

由圖8可知，隨著循環次數增加，試驗鋼中殘余奧氏體含量呈減小趨勢。 

圖  8  不同應力幅下循環不同周次時試驗鋼的殘余奧氏體體積分數

Figure  8.  Retained austenite volume fractions of test steel after cyclic loading for different times at different stress amplitudes

2.3   殘余奧氏體轉變規律與機制

相圖中淺色（黃色）區域代表殘余奧氏體組織，深色（深灰色）區域代表貝氏體鐵素體組織。由圖9可知：未疲勞試驗鋼中存在大量殘余奧氏體，應力幅350 MPa下疲勞后殘余奧氏體含量明顯減少，應力幅增至550 MPa時殘余奧氏體含量進一步減少，僅有少量殘余奧氏體零星分布在貝氏體鐵素體板條之間，其尺寸在200~600 nm（受EBSD分辨率的影響，部分薄膜狀殘余奧氏體無法識別）。核平均取向差（KAM）通常用于分析材料變形后局部應變分布[13]，KAM值越大說明變形越嚴重。未疲勞試驗鋼中的應變均勻分布于貝氏體鐵素體板條中，疲勞后應變向貝氏體鐵素體板條交界處集中，并且隨著應力幅增大，板條界處應力集中的現象越明顯。 

圖  9  未疲勞和不同應力幅下疲勞后試驗鋼的相圖與KAM圖

Figure  9.  Phase maps (a–c) and KAM maps (d–f) of test steel before (a, d) and after fatigue at different stress amplitudes (b–c, e–f)

圖10（b）中黑圈代表殘余奧氏體，箭頭指向位置代表應變較高位置。由圖10可知：550 MPa應力幅下疲勞后殘余奧氏體的KAM值相較于貝氏體鐵素體更高，這說明在疲勞過程中，殘余奧氏體比貝氏體鐵素體更容易發生變形；貝氏體鐵素體和殘余奧氏體邊界處的KAM值較高。疲勞過程中，殘余奧氏體會發生馬氏體相變，體積發生膨脹，誘發局部塑性變形，導致貝氏體鐵素體和殘余奧氏體邊界處存在較高的KAM值[8]。 

圖  10  550 MPa應力幅下疲勞后試驗鋼的相圖與KAM圖放大

Figure  10.  Enlarged phase maps (a) and enlarged KAM maps (b) of test steel after fatigue at stress amplitude of 550 MPa

圖11中黑色區域代表殘余奧氏體。由圖11可知，高施密特因子的貝氏體鐵素體板條之間幾乎不存在殘余奧氏體，低施密特因子的貝氏體鐵素體板條束包圍著未發生相變的殘余奧氏體晶粒（方框所示）。被高施密特因子板條包圍的殘余奧氏體容易發生相變，這是因為沿板條方向至少存在一個高施密特因子滑移系，使得位于板條末端的奧氏體晶粒更容易受到沿板條滑移系傳遞的變形的影響，同時貝氏體鐵素體與殘余奧氏體邊界處的局部應變較高，導致應力無法有效釋放，進而在該邊界處形成應力集中，上述兩種因素的共同作用，促使高施密特因子板條間的殘余奧氏體轉變為馬氏體[14]。穩定性較低的殘余奧氏體在循環加載過程中變形時，會發生應力誘發相變生成馬氏體，釋放應力，鈍化裂紋尖端，從而降低裂紋的擴展速率，阻礙裂紋的擴展[15]；這有利于疲勞性能的提升。 

圖  11  350 MPa應力幅下疲勞后試驗鋼的施密特因子圖

Figure  11.  Schmid factor map of test steel after fatigue at stress amplitude of 350 MPa

3.   結論

（1）在拉壓循環載荷作用下，無碳化物貝氏體鋼中殘余奧氏體發生轉變的臨界應力幅為300 MPa。與未疲勞試驗鋼相比，在小于300 MPa應力幅下疲勞后試驗鋼中的殘余奧氏體含量基本不變，硬度也基本不變；在大于300 MPa應力幅下疲勞后殘余奧氏體因應力誘發轉變為馬氏體，殘余奧氏體含量下降，試驗鋼硬度提高。 

（2）相同應力水平下隨著循環加載過程的進行（循環次數增加），試驗鋼中的殘余奧氏體含量減少。疲勞后試驗鋼中殘余奧氏體的KAM值高于貝氏體鐵素體，在疲勞過程中殘余奧氏體比貝氏體鐵素體更易發生塑性變形。相較于低施密特因子貝氏體鐵素體板條間的殘余奧氏體，高施密特因子貝氏體鐵素體板條間的殘余奧氏體更易轉變為馬氏體。

文章來源——材料與測試網