ED-102高速列车制动盘用钢的过冷奥氏体连续冷却转变

文 辉,李英奎,于良机,王福明

(1.南京钢铁股份有限公司,江苏 南京210035;2.北京科技大学冶金与生态工程学院,北京100083)

引 言

随着铁路技术发展,高速化成为列车的发展趋势,目前国内外高速列车的运行速度接近400 km/h[1-2]。制动系统是保障列车运行安全的重要装置,制动盘是高速列车制动系统中的重要部件,其主要功能是在列车刹车过程中将列车动能转化为热能,达到降低列车速度的目的[3]。对于速度大于350 km/h的高速列车,制动过程中在制动盘局部产生巨大的热能,制动盘局部温度大幅升高,导致制动盘表面高温磨损以及产生热疲劳损害,降低制动效能,因此制动盘需要具有良好的强韧性、耐磨性和耐热疲劳性能[4-5]。

目前法国TGV高速列车制动盘材质为Cr-Mo-V钢,该列车的最高运行速度为300 km/h[6]。南钢自主研制了Cr-Mo-V系ED-102制动盘用钢,其用于速度高于350 km/h的高速列车上,因此需要更佳的性能以及较高的相变温度。李曌祎等[7]研究了23Cr Ni Mo V钢的力学性能,结果表明该钢种具有良好的强度、韧塑性以及低温力学性能,但是没有研究该钢的CCT曲线,了解其相变温度。Wu等[8]在Cr-Mo-V钢的基础上研究了添加不同含量V和Nb元素后钢的CCT曲线,结果表明提高V和Nb元素含量能够提高钢的相变温度,但是会导致CCT曲线左移,抑制马氏体转变。但是其试验钢中的Ni,Mo,V等元素的含量与ED-102钢有较大的差别,这些元素会对连续冷却转变曲线造成影响,因此仍需了解ED-102钢的连续冷却转变曲线[9]。通过分析钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线,能够了解钢的相变温度以及不同组织的临界淬火速率,并据此制定该钢的热处理工艺[10]。为了制定合适的热处理工艺参数以及更好的控制制动盘用钢的组织和性能并了解ED-102钢的相变温度,利用相变仪测定ED-102钢的静态CCT曲线,并分析了冷却速度对试验钢相变和硬度的影响。

1 试验材料及方法

试验采用某钢厂生产的ED-102高速列车制动盘用钢,其化学成分如表1所示。实验钢由南钢生产并锻造为Φ200 mm的圆柱。

表1 ED-102钢的化学成分/%

合适的奥氏体化保温温度应能使V元素固溶在奥氏体中,且保温过程中保持奥氏体晶粒较为细小。本文利用热力学软件Thermal-Calc中TCFE8数据库计算了试验钢奥氏体中V元素含量随温度的变化规律,结果如图1所示,试验钢奥氏体中V元素含量在低于880℃后大幅下降,故将奥氏体化温度制定为880℃。

图1 V在奥氏体中的固溶规律

实验采用热膨胀法测试试验钢的连续冷区转变曲线。从试验钢的锻后圆柱坯上截取尺寸为Φ3 mm×10 mm的试样。将试样在L78RITA/D热膨胀仪上以3℃/s的升温速率升到880℃以测量临界转变温度(Ac1,Ac3),接着在880℃恒温300 s,接着在0.2-50℃/s的范围内选取10个冷速冷却至室温,并记录时间-温度-膨胀量数据,实验工艺如图2所示。试验结束后将所有试样沿中部切开,制备成金相试样,利用MX6R光学显微镜和扫描电子显微镜观察显微组织,并利用VTD-512显微硬度计对试样的硬度进行测定。

图2 测定CCT曲线的实验工艺

2 试验结果与讨论

2.1 试验钢的临界转变点

根据试验钢的膨胀曲线,试验钢的临界点测定结果为Ac3=839℃;Ac1=751℃;马氏体相变开始点Ms=375.6℃;马氏体相变结束点Mf=159.4℃。高速列车制动过程中如果制动盘表面温度超过Ac3温度会发生相变,冷却下来后会导致形成不同组织,因此制动盘表面最高温度应低于Ac3点温度。李继山等[11]利用1∶1台架试验测得锻钢制动盘在初速度420 km/h的紧急制动过程中,制动盘表面最高温度为643℃,盘面平均温度608℃,低于试验钢Ac3点温度。因此试验钢的相变温度较高,满足运行速度高于350 km/h的高速列车制动条件。

2.2 试验钢的显微组织

试验钢在不同冷速下的显微组织如图3所示,其微观结构的SEM照片如图4所示。试验钢在以不同冷速冷却过程中产生贝氏体和马氏体两种转变产物。图3(a),(b)中试验钢组织为粒状贝氏体(GB);图3(c),(d)中试验钢组织转变为粒状贝氏体和板条状贝氏体(LB);图3(e),(f)中试验钢组织为板条状贝氏体以及马氏体;图3(g),(h),(i),(j)中组织全部为马氏体(M),且随冷速增加,微观组织没有产生明显变化,马氏体稳定性良好。

图3 ED-102制动盘用钢在不同冷速下的显微组织

图4 SEM下不同组织的微观结构

2.3 试验钢的显微硬度

试验钢组织的转变量较小的时候热膨胀曲线上的转变点不明显,需要结合转变组织的显微硬度来提高测量结果的准确度,获得精度较高的CCT曲线。

表2为试验钢在不同冷速下的显微硬度平均值,利用Origin将显微硬度结果连接得到折线图,如图5所示。组织的显微硬度提高趋势在冷速为5℃/s时有明显变化,冷速在0.2-5℃/s之间时,组织硬度随冷速增加而大幅提高;冷速在10-50℃/s时,组织硬度随冷速提高的速度明显降低。冷速在0.2-5℃/s时,显微硬度明显增加的原因是贝氏体转变过程中C元素扩散进行碳化物析出,但高冷速下的贝氏体转变使来不及扩散的C元素固溶在奥氏体中,导致组织硬度增加。冷速大于10℃/s后组织硬度增加不明显,这是由于马氏体组织较为稳定,组织不再出现明显变化。

图5 试验钢不同冷速下的硬度

表2 试样在不同冷速下的硬度值

2.4 CCT曲线

将热膨胀仪测得的“温度-膨胀量”数据绘制为膨胀曲线,并利用切线法找到不同冷速下的相变温度如表3所示。将不同冷速下“时间-温度”数据连接,并将表3所示的相变点添加到连续冷却曲线上并用平滑曲线相连,标出Ac1,Ac3,Ms,Mf温度、各个区域所代表的组织和不同曲线对应的冷却速度,即得到试验钢的CCT曲线,如图6所示。

表3 试样在不同冷速下的相变温度

由图6可知,ED-102制动盘用钢的CCT曲线分为3个部分,在冷速在0.2-0.5℃/s时,试验钢发生由奥氏体(A)到GB的转变;冷速超过2℃/s时,转变组织为LB;A到M的转变在冷速查过5℃/s以后发生,超过10℃/s后,转变组织全部为M。

图6 ED-102制动盘用钢连续冷却转变曲线

根据试验钢的CCT曲线可知,ED-102制动盘用钢的静态CCT曲线明显右移,冷速超过0.2℃/s后不发生铁素体和珠光体转变,马氏体临界冷却速率降低。这是由于试验钢中Ni,Mo元素含量较高,V含量较少。Ni元素固溶在基体中抑制铁素体形核,降低铁素体转变冷速,并促进马氏体转变;钢中Mo元素抑制C元素扩散,使扩散性相变困难,抑制铁素体转变[12]。强碳化物形成元素V在钢中大部分以碳化物形式存在,能够促进铁素体转变并抑制马氏体转变。因此ED-102钢在冷速高于0.2℃/s后没有铁素体转变发生,且马氏体临界冷却速率较低。

3 结束语

1)ED-102制动盘用钢的Ac3点温度高于初速度420 km/h紧急制动过程中制动盘表面最高温度,制动过程中不会发生组织转变。

2)ED-102制动盘用钢的CCT曲线整体右移,没有发生铁素体转变,且马氏体临界冷却速率较低,这主要与钢中多种合金元素,特别该合金体系中Mo含量较高相关。

3)ED-102制动盘用钢的冷速大于10℃/s时,组织为马氏体,ED-102制动盘用钢为获得优良的马氏体组织,冷却速度应大于10℃/s。