时速300km以上高铁制动盘用钢的成分、组织与性能研究.doc

时速300km以上高铁制动盘用钢的成分、组织与性能研究随着我国高速铁路不断发展,列车时速也不断提高,从200km逐步上升到350km。高速列车通常采用盘形制动。紧急制动过程中,通过制动盘与制动闸片剧烈摩擦将列车动能转化为摩擦热能,其中大部分热能被制动盘吸收。对于时速300km乃至更高的高速列车,制动时产生更大的摩擦热能,制动盘表面局部温度甚至超过制动盘用钢的A3点温度。在经过长期反复的制动过程后,制动盘用钢表面会出现热疲劳裂纹、热斑等热损伤,对其使用寿命产生危害。苛刻的服役环境对制动盘材料提出了更高的要求。针对制动盘用钢对强韧性及热疲劳性等性能的需求提高,本论文在28CrMoV制动盘用钢的基础上对合金成分进行优化,提高钢的A3点温度和导热系数,并针对显微组织演变、第二相粒子析出、力学性能及热疲劳性能变化等进行了系统的研究。本文通过Thermo-Calc软件对制动盘用钢析出相的成分和析出行为进行了计算,并研究了合金元素对相变点和导热系数的影响。结果表明,应适当提高制动盘用钢中V、Mo含量,降低C、Cr含量。在基础成分的实验钢中,析出相主要为V(C,N)、(Mo,V)C、M23C6、M7C3和MnS相。增加V、Mo含量促进V(C,N)和(Mo,V)C相的析出,提高A3点温度,同时增加V主要形成析出相而对导热系数影响不大。而增加C、Cr含量促使钢中析出更多的M23C6和M7C3相,A3点温度降低,同时增加的Cr主要固溶在基体中而降低导热系数。此外,实验钢的A3点温度为840℃。在热力学计算基础上研究了奥氏体晶粒长大行为,并通过热膨胀仪测定和绘制了实验钢的静态CCT曲线。结果表明,在温度不高于1000℃,增加V含量能细化奥氏体晶粒;而添加Nb在900～1200℃都具有较好的细化效果。实验钢中富V的M8C7(即V(C,N)相)和NbC相的溶解和粗化导致了异常晶粒长大。随着冷速增加,冷却转变组织中铁素体含量减小,而贝氏体含量先增加后降低,转变组织最终完全为马氏体。增加V主要提高析出V含量,固溶C含量降低,M8C7粒子含量增加。因此实验钢的Ac1点、Ac3点和Ms点温度提高,CCT曲线左移,全马氏体临界冷速从10增到15℃·s-1。Nb的影响与V相类似,但由于Nb增加量较小(0.045%),其效果也较弱。实验钢淬火+高温回火的显微组织为回火马氏体。淬火温度为880～900℃,V含量应为0.31%～0.49%时,实验钢具有较好的强韧性。实验钢淬回火态的析出相主要为M8C7、(Mo,V)C、M7C3和M23C6。淬火温度为880～900℃时,增加V细化马氏体组织,提高小尺寸(Mo,V)C含量,同时抑制大尺寸M23C6和M7C3的析出,因此实验钢强度明显增加,而冲击功变化不大。但淬火温度为920～940℃时,提高钒含量促使(Mo,V)C含量急剧增加,冲击功快速下降。回火实验表明,当回火温度不大于600℃时,实验钢冲击功小于100J;而在700℃回火时,屈服强度小于1000MPa。为了满足性能要求,回火温度应为650℃。此外,实验钢强度与回火时间呈对数规律下降,回火时间应小于2h。实验钢中Nb的最佳添加量为0.025%。添加0.025%Nb后,实验钢回火马氏体组织细化,大角度晶界比例增加,因此强韧性同时提高。在回火初期,添加0.045%Nb抑制了钢中(Mo,V)C的析出,同时析出大尺寸NbC粒子,因此实验钢的强韧性同时下降。而在长时间回火时,添加0.045%Nb抑制了M23C6和M7C3粒子的析出和粗化,同时析出了热稳定性更好的M8C7和NbC粒子,因此实验钢回火稳定性提高,且冲击功与不添加Nb时差别不大,但仍小于添加0.025%Nb时的冲击功。通过冷热疲劳试验机、马弗炉和高温拉伸试验机进行了实验钢的高温性能试验,如热疲劳性、抗氧化性和高温力学性能。添加0.025%Nb或增加0.18%V(0.31%到0.49%)提高实验钢的热疲劳性能。添加Nb或V抑制了实验钢中大尺寸M23C6等的析出和粗化,同时M8C7或NbC含量提高,分布更加弥散,故实验钢组织稳定性提高,表面硬度增加。因此实验钢中主裂纹长度降低,热疲劳性能提高。氧化实验表明,增加Cr抑制了实验钢的氧化行为。氧化层分为两层,外层为松散的Fe203层;而内层更加致密,含有更高的Cr含量,主要为FeCr2O4和部分FeO。增加Cr提高了内层Cr含量,内层更加致密,氧化层厚度降低,抗氧化性提高。高温力学性能实验表明,当实验温度不大于400℃时,增加V、Mo含量提高实验钢的高温强度;而添加Nb、Cr对高温强度影响较小。