0 前言

車軸是機(jī)車車輛關(guān)鍵部件之一,與車輪組成輪對承擔(dān)車輛全部重量,且在軌道上高速運(yùn)轉(zhuǎn),承受疲勞及沖擊載荷,直接關(guān)系到列車運(yùn)行安全。為解決不同軌距之間的國際聯(lián)運(yùn),發(fā)揮鐵路運(yùn)輸優(yōu)勢,提出了研制軌距可變高速列車,其中,區(qū)別與傳統(tǒng)的過盈配合連接,輪軸以花鍵相連[1-4]。花鍵連接不僅傳遞扭矩,同時通過內(nèi)外花鍵相對滑動實(shí)現(xiàn)列車軌距可變。當(dāng)列車完成變軌且高速運(yùn)行時,由于配合界面間存在間隙,導(dǎo)致花鍵齒面發(fā)生微幅沖擊磨損,引起表面損傷,影響軌距可變高速列車服役可靠性和安全性。

沖擊磨損在工業(yè)和生活中廣泛存在,不僅導(dǎo)致材料損失,也會造成工件表面裂紋萌生和擴(kuò)展,其過程復(fù)雜,受沖擊磨損參數(shù)、材料性能和服役環(huán)境等多種因素的影響[5-6]。新一代時速400km變軌距列車為中國中車自主設(shè)計(jì),車軸材質(zhì)為DZ2,國內(nèi)外鮮見對變軌距機(jī)構(gòu)材質(zhì)和表面工藝的公開報(bào)道,日本變軌距轉(zhuǎn)向架采用套筒鍍鉻提高機(jī)構(gòu)耐磨性能,采用滾子花鍵傳遞扭矩和橫向滑移。表面淬火、滲碳、滲氮、鍍鉻、粘接MoS2 涂層均可提高材料耐沖擊磨損性能,DZ2作為中國高速列車車軸材質(zhì)被廣泛運(yùn)用, 基體為回火索氏體,含有Cr、Ni、Mo等合金元素。對于細(xì)長類車軸部件,在承受疲勞載荷的同時局部花鍵有耐磨性的要求,離子滲氮能大幅提高材料表面硬度、疲勞強(qiáng)度,表現(xiàn)出優(yōu)異的抗磨損、耐腐蝕、高疲勞壽命等性能,并具有工件變形小,對環(huán)境友好, 較氣體滲氮效率高,表面相結(jié)構(gòu)易控等優(yōu)點(diǎn)[7-9]。通常,鋼經(jīng)離子氮化后最表層是化合物層,之下是擴(kuò)散層,化合物層主要成分是Fe4N或Fe2-3N,其組成可通過調(diào)整氮勢、溫度等工藝參數(shù)進(jìn)行控制[10-12]。

目前,變軌距輪軸花鍵的沖擊磨損尚未見研究報(bào)導(dǎo),且國內(nèi)外針對離子氮化工藝的摩擦學(xué)研究主要聚焦于切向形式的摩擦磨損,對試驗(yàn)過程中的材料響應(yīng)和損傷演變研究較少。 HACISALIHOGLU等[13]研究了M2工具鋼經(jīng)離子氮化后在干態(tài)和切削液潤滑下的切向滑動損傷行為。 WANG等[14] 采用超聲沖擊強(qiáng)化作為滲氮預(yù)處理工藝,發(fā)現(xiàn)復(fù)合強(qiáng)化工藝是提高材料承載能力的有效手段。 DUAN等[15]研究了X210CrW12經(jīng)不同溫度淬火處理的滲氮材料微觀組織及微動磨損。 LIN等[16] 研制了一套基于能量控制的沖擊微動磨損試驗(yàn)機(jī),其特點(diǎn)是沖擊能量連續(xù)可調(diào),可實(shí)時監(jiān)測材料的動力學(xué)響應(yīng)。 WANG等[17-18]借助該設(shè)備,研究了不同金屬材料及Cr-DLC涂層的沖擊動力學(xué)行為及損傷機(jī)制。 YIN和LIN等[19-20]研究了激光沖擊強(qiáng)化鈦合金材料沖擊磨損機(jī)制。結(jié)果表明,材料的動力學(xué)響應(yīng)與表面處理工藝有密切的聯(lián)系。

本文采用離子滲氮對DZ2車軸材料進(jìn)行處理, 并采用能量控制沖擊磨損試驗(yàn)機(jī)研究了滲氮表層組織對沖擊力響應(yīng)及能量吸收率的影響。同時采用一系列宏/微觀表征手段分析了沖擊能量和沖擊次數(shù)對DZ2車軸鋼材料損傷機(jī)制的影響。試驗(yàn)結(jié)果可以為變軌距車輛關(guān)鍵部件制造及性能評價提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)準(zhǔn)備

1.1 試驗(yàn)材料及制備

本文試驗(yàn)材料為DZ2車軸鋼,取自變軌距高速列車車軸工件表面,車軸經(jīng)調(diào)質(zhì)處理,基體組織為回火索氏體,硬度為220~230HV0.3 。變軌距機(jī)構(gòu)如圖1所示,DZ2車軸化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))及力學(xué)性能見表1、表2。

圖1 軌距可變輪對機(jī)構(gòu)圖

表1 DZ2車軸鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表2 DZ2車軸鋼的力學(xué)性能

DZ2車軸鋼試樣尺寸為23mm×12mm×3mm, 表面粗糙度經(jīng)機(jī)械拋光后達(dá)到0.02 μm。試樣經(jīng)超聲波酒精清洗干燥之后,放入離子氮化爐內(nèi),爐內(nèi)氣壓控制在300~350Pa, 滲氮爐升溫速率約為100℃/h,試樣與變軌距車軸部件同時處理。離子滲氮分三段進(jìn)行:第一、三段溫度為530℃,在10%N2 + 90%H2 氣氛分別滲氮處理12h;第二段溫度為550℃,在15%N2 + 85%H2 氣氛滲氮處理96h。

1.2 試驗(yàn)設(shè)備及參數(shù)

能量控制沖擊磨損試驗(yàn)在室溫(~25℃) 下進(jìn)行,試驗(yàn)機(jī)結(jié)構(gòu)如圖2所示。平面試樣安裝在壓電式力傳感器上,沖擊質(zhì)量塊和音圈電機(jī)動子相連,通過控制系統(tǒng)驅(qū)動音圈電機(jī)以正弦或余弦模式做直線運(yùn)動。在試驗(yàn)過程中,音圈電機(jī)的動能傳遞到?jīng)_擊質(zhì)量塊,沖擊質(zhì)量塊安裝在動摩擦因數(shù)極低( 約0.006)的線性導(dǎo)軌上,由于沖擊質(zhì)量塊和音圈電機(jī)連接方式并非是剛性的,當(dāng)質(zhì)量塊被驅(qū)動加速之后, 質(zhì)量塊保持恒定速度沖擊平面試樣。沖擊頭撞擊試樣后發(fā)生反彈,隨后被音圈電機(jī)動子帶動至下一循環(huán)初始位置。沖擊/反彈速度由位移傳感器測定,沖擊力由壓電式力傳感器測定。該測試系統(tǒng)沖擊能量連續(xù)可調(diào),可實(shí)時顯示沖擊力、沖擊速度、接觸時長。由動能定理:E=12mv2,將所測速度代入公式,即得到質(zhì)量塊在試驗(yàn)過程中的動能變化情況[撞擊前后質(zhì)量塊動能差值即為試驗(yàn)材料沖擊吸收能量:ΔE=12mvi2-vr2,m 為質(zhì)量塊的質(zhì)量,v i 為沖擊速度, v r 為質(zhì)量塊反彈速度。

本試驗(yàn)沖擊質(zhì)量塊的質(zhì)量為147g,沖擊速度為120mm/s,單次沖擊能量為1.2mJ,沖擊次數(shù)分別為10 2、10 3、10 4、10 5 次。沖擊磨損試驗(yàn)沖頭采用直徑10mm的SiC陶瓷球,陶瓷球硬度為2 100HV。

1.3 表征與測試

采用X射線衍射儀 ( XRD, Philips X' Pert PRO)分析試樣相結(jié)構(gòu),滲氮試樣截面硬度采用顯微維氏硬度儀(Akashi, MVK-H21)測試。采用光學(xué)顯微鏡(OM, OLYMPAS-BX60M)、掃描電子顯微鏡 (SEM,JEOL JSM-6610LV)觀察磨痕的表面形貌及截面金相組織, 使用白光干涉儀 ( Bruker Contour GT, Germany)測量磨痕的三維形貌,并用超級電子探針(EPMA, JEOL-8230x)測試沖擊損傷區(qū)域化學(xué)元素分布,分析DZ2車軸鋼材料經(jīng)離子氮化處理前后的沖擊磨損損傷機(jī)制。

圖2 沖擊磨損試驗(yàn)機(jī)示意圖

2 結(jié)果與討論

2.1 離子氮化處理DZ2 車軸鋼表征

DZ2車軸鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后的顯微組織為回火索氏體,在離子滲氮過程中,氮化爐內(nèi)的稀薄氣體被電離,產(chǎn)生的N +、H +等正離子在電場的加速下射向工件,一部分氮離子和電子結(jié)合后被還原成氮原子,直接滲入表層組織,一部分氮離子與濺射出的鐵原子結(jié)合形成FeN,FeN很快轉(zhuǎn)化為低價氮化物,并釋放出活性氮原子向內(nèi)部擴(kuò)散形成滲氮層。 DZ2車軸鋼經(jīng)離子氮化處理后的表面化合物層主要由 γ′ (Fe4N)相組成,并有極少量的 ε(Fe2-3N)相,未檢測到 α-Fe,說明化合物層有一定厚度。掃描電子顯微鏡及白光干涉三維形貌儀測試結(jié)果表明,離子氮化之后試樣表面粗糙度提高,Ra 達(dá)到0.5 μm,表面有大量微米級的離子濺射形成的顆粒物存在(圖3a、 3b)。由圖3c可知,化合物層厚約6 μm,化合物層下面是擴(kuò)散層,由顯微硬度法測得離子氮化層有效硬化層深度達(dá)0.9~1.0mm,離子氮化表面硬度為648HV0.3(圖3d)。

2.2 沖擊磨損界面的動力學(xué)響應(yīng)

在沖擊磨損過程中,沖擊質(zhì)量塊的動能在沖頭接觸試樣后轉(zhuǎn)變?yōu)楸粶y試材料彈性形變能和塑性形變能,材料摩擦磨損及系統(tǒng)振動耗散能量。圖4a為DZ2車軸基體試樣和離子滲氮試樣的沖擊磨損能量響應(yīng)曲線,觀察到在v i=120mm/s試驗(yàn)參數(shù)下,沖擊質(zhì)量塊與平面試樣碰撞導(dǎo)致動能迅速衰減為零, 隨后反彈并趨于穩(wěn)定。對比DZ2鋼在基體和滲氮處理兩種狀態(tài)的單次沖擊能量響應(yīng)曲線,發(fā)現(xiàn)基體的能量吸收量高于離子滲氮處理的試樣,分別為0.86mJ和0.81mJ。前1×10 4 次沖擊的能量吸收率演變?nèi)?b所示。由圖可知,基體和離子滲氮試樣的能量吸收率未隨循環(huán)次數(shù)的增加而顯著變化,分別為80.3%和76.4%,這表明在沖擊磨損初期,調(diào)質(zhì)態(tài)材料表面已經(jīng)發(fā)生了質(zhì)量塊沖擊導(dǎo)致的較大塑性變形,在此后的試驗(yàn)過程中沖擊磨損接觸部位塑性變形累積并不顯著,材料磨損成為能量吸收的主要形式。此外,離子滲氮材料表面由于高的硬度和強(qiáng)度在沖擊磨損過程中始終保持穩(wěn)定的材料屬性, 主要以彈性變形為主,因此DZ2車軸鋼在離子滲氮處理前后均表現(xiàn)出穩(wěn)定的能量吸收能力。

圖3 離子滲氮處理DZ2車軸鋼表征

圖4 試樣的沖擊動能變化參數(shù)

硬度常以材料局部塑性變形的大小程度測試, 滲氮層的硬度幾乎達(dá)到調(diào)質(zhì)態(tài)基體硬度的三倍,對沖擊動能轉(zhuǎn)換的塑性形變能吸收量影響顯著。而彈性模量是一個對組織不敏感的力學(xué)性能,合金化、熱處理等對彈性模量的影響較小,對彈性形變能吸收影響較小。因此,對調(diào)質(zhì)態(tài)和離子滲氮處理的DZ2車軸鋼的能量吸收主要影響因素為塑性形變和材料摩擦磨損。

在沖擊磨損過程中,除能量響應(yīng),沖擊力的響應(yīng)也是重要的材料響應(yīng)參數(shù)。如圖5a所示,沖擊力隨沖擊頭與測試材料的持續(xù)接觸逐漸增加,當(dāng)沖擊質(zhì)量塊能量完全轉(zhuǎn)化為彈塑性變形能時,沖擊力達(dá)到峰值,隨后彈性變形能釋放,沖擊質(zhì)量塊反彈,沖擊力逐漸減小。對比離子氮化處理前后DZ2車軸鋼的力響應(yīng)曲線,其響應(yīng)趨勢一致,但是基體試樣沖擊力峰值略高于離子氮化處理試樣。沖擊力隨沖擊磨損循環(huán)周次的變化如圖5b所示,觀察到兩種材料相應(yīng)沖擊峰值力均隨循環(huán)周次的增加而緩慢增大,這可能是由材料的塑性變形緩慢積累導(dǎo)致的加工硬化造成的。

圖5 試樣的沖擊力-時間響應(yīng)

2.3 磨損分析

由白光干涉三維形貌儀獲得的材料損傷形貌及截面輪廓如圖6和圖7所示。隨沖擊次數(shù)的增加,沖擊磨損造成的損傷面積逐漸增加(圖7c),在相同試驗(yàn)條件下,離子氮化DZ2車軸材料的磨痕深度和面積始終小于調(diào)質(zhì)態(tài)材料,表現(xiàn)出良好的抗沖擊磨損性能。

圖6 不同沖擊次數(shù)下的磨痕形貌

DZ2車軸材料屬于中碳合金鋼,經(jīng)調(diào)質(zhì)處理為回火索氏體組織,不僅滿足高速列車車軸承載強(qiáng)度, 而且具有良好的韌性[21]。 DZ2基體磨損三維形貌如圖6a、6b、6c所示,隨循環(huán)次數(shù)增加,沖擊接觸區(qū)域逐漸以材料的磨損為主,在1×10 5 時,沖擊磨損造成材料破壞嚴(yán)重,磨損區(qū)域出現(xiàn)了磨屑堆積,一方面由于DZ2車軸鋼具有良好的韌性,另一方面DZ2材料在持續(xù)的沖擊接觸應(yīng)力條件下產(chǎn)生較大的塑性變形,使材料得到加工硬化和細(xì)晶強(qiáng)化[22-23],表面強(qiáng)度有一定提高,增加了抗磨損性能[24]。沖擊磨損所形成的表面微裂紋難以擴(kuò)展,磨屑較難剝落,堆積在磨損接觸區(qū)域。觀察圖7a,調(diào)質(zhì)態(tài)材料經(jīng)前1×10 2 次沖擊發(fā)生了充分塑性形變,且接觸界面間磨損輕微,磨痕輪廓較光滑,隨沖擊循環(huán)周次的增加,材料表面逐漸出現(xiàn)磨損損傷,可觀察到磨痕輪廓變得粗糙,磨損深度和磨損面積增大。

圖7 磨痕相關(guān)參數(shù)隨沖擊次數(shù)的演變

DZ2車軸鋼經(jīng)離子滲氮之后,表面硬度得到極大提高, 達(dá)648HV0.3, 表面化合物層主要為 γ′ (Fe4N)相,硬化層深度達(dá)0.9~1.0mm。通過離子氮化處理,既避免了常規(guī)氣體滲氮形成復(fù)相化合物層帶來的較高內(nèi)應(yīng)力,也控制化合物層厚度較薄且具有較深的有效硬化層,得到了表層是高硬度化合物層,次表層為擴(kuò)散層,基體為回火索氏體組織的梯度結(jié)構(gòu),使得車軸工件既能承受車體垂向及縱向動載,又能傳遞扭矩,也能實(shí)現(xiàn)變軌距花鍵高耐磨性能的要求。由圖6和圖7b可知,離子氮化處理DZ2材料抗沖擊磨損性能優(yōu)良,隨沖擊周次的增加,其表面損傷輕微,幾乎沒有材料損失,僅是把離子濺射形成的粗糙峰逐漸碾平,在磨痕寬度尺寸上略有增加。

采用OM和SEM觀察沖擊磨損形貌,如圖8所示。 DZ2基體在沖擊磨損初期,主要以塑性變形為主,能量主要耗散形式為塑性變形能,隨沖擊次數(shù)的增加,材料的摩擦磨損成為能量耗散的主要形式,試樣的磨損面積增加,在損傷區(qū)域邊緣出現(xiàn)了磨屑的堆積。離子滲氮之后,材料表面幾乎沒有塑性變形造成的材料損傷,在整個沖擊磨損過程中,能量主要耗散形式為彈性變形和摩擦磨損。

2.4 磨損機(jī)制分析

塑性行為和摩擦磨損是沖擊作用造成的主要損傷形式,DZ2車軸鋼在沖擊磨損初期,在較大接觸應(yīng)力下產(chǎn)生顯著的塑性行為。在試驗(yàn)后期,由于加工硬化和接觸面積增大導(dǎo)致的接觸應(yīng)力下降使得界面間的摩擦磨損成為材料主要損傷形式。 DZ2車軸鋼基體及離子滲氮處理試樣的沖擊磨損損傷形貌如圖9和圖10所示。圖9b表明基體磨痕區(qū)域存在微裂紋和磨屑,磨痕表面存在剝層,圖9c表明DZ2基體在沖擊作用下發(fā)生了塑性行為,DZ2車軸鋼的硬度遠(yuǎn)小于SiC陶瓷球,DZ2塑性變形使接觸界面發(fā)生相對微量位移,在磨痕邊緣觀察到相對位移造成的劃痕,相對位移會在材料次表層產(chǎn)生剪切應(yīng)力,進(jìn)一步促進(jìn)了微裂紋的萌生和擴(kuò)展[25]。磨痕剖面分析表明表面微裂紋未向基體方向擴(kuò)展,由于較好韌性和加工硬化,未出現(xiàn)大面積材料剝落,DZ2車軸鋼的沖擊磨損機(jī)制為剝層磨損。圖10b表明離子氮化試樣磨痕表面未出現(xiàn)裂紋,僅存在較小的剝落( 圖10d),說明離子滲氮形成的梯度組織在沖擊作用下變形協(xié)調(diào),不易在各層組織間產(chǎn)生額外內(nèi)應(yīng)力,誘發(fā)裂紋的萌生,觀察到離子濺射形成的濺射物已經(jīng)被完全磨損去除,在磨痕的邊緣觀察到濺射物被碾壓乃至剝落(圖10c),并有黑色氧化磨屑的堆積。因此,DZ2車軸鋼離子滲氮層的沖擊磨損機(jī)制主要為剝落。

對磨痕進(jìn)行EPMA分析,結(jié)果如圖11所示。隨沖擊周次的增加,DZ2基體和離子滲氮試樣損傷區(qū)氧化加劇。相同試驗(yàn)參數(shù)下,DZ2離子滲氮層損傷區(qū)氧化程度始終低于基體損傷區(qū),表現(xiàn)出良好的抗氧化性能。不同的是,基體損傷區(qū)域氧元素分布始終呈中部高四周低的特征,而離子氮化試樣損傷區(qū)的元素分布較為離散,一方面這和離子氮化表面粗糙度有關(guān),粗糙峰的位置沖擊磨損劇烈,氧化程度相較表面凹陷區(qū)域嚴(yán)重,另一方面,離子氮化層沖擊磨損形成磨屑為粉末狀,由于沖擊磨損過程中試樣豎直放置,使得磨屑逐漸轉(zhuǎn)移至磨痕下側(cè),局部氧化程度較高。

圖8 不同沖擊次數(shù)下DZ2基體和離子氮化試樣磨痕形貌

圖9 DZ2基體磨痕SEM形貌,N=10 5

圖10 DZ2離子氮化試樣磨痕SEM形貌,N=10 5

3 結(jié)論

(1) DZ2基體和離子滲氮試樣的能量吸收率始終保持穩(wěn)定,不隨沖擊次數(shù)的增加而變化。單次沖擊作用下,基體試樣的能量吸收量高于離子氮化材料。基體和離子滲氮試樣的沖擊峰值力均隨循環(huán)周次的增加而緩慢增大。

(2) 在相同試驗(yàn)條件下,DZ2離子滲氮層始終表現(xiàn)出優(yōu)異的抗沖擊磨損性能,而調(diào)質(zhì)態(tài)材料發(fā)生了較嚴(yán)重的塑性變形及磨損。調(diào)質(zhì)態(tài)材料損傷機(jī)制為剝層磨損,伴有顯著的摩擦氧化行為,離子氮化層的變形和剝落輕微,氧化程度較小。

(3) DZ2車軸鋼經(jīng)離子滲氮表面主要組成相結(jié)構(gòu)為 γ′(Fe4N)相,表面硬度達(dá)648HV0.3,滲層深度為0.9~1.0mm。離子滲氮適合作為變軌距車軸表面強(qiáng)化改性工藝,能有效增強(qiáng)車軸的抗沖擊磨損性能。

圖11 不同沖擊周次下DZ2基體和離子氮化試樣磨痕EPMA照片

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