高速列車鑄鋼與鍛鋼制動盤CCT曲線測定與分析

李志強，張曉康，劉志成，楊智勇，李衛(wèi)京

(北京交通大學 機械與電子控制工程學院，北京，100044)

盤式制動是高速列車制動的關鍵技術之一，是高速列車安全可靠運行的重要保障，其中制動盤最重要的功能是吸收制動動能并將之轉化為熱能散發(fā)到空氣中，因此，在制動過程中制動盤材料應具有穩(wěn)定的組織結構與良好的力學性能[1]。隨著高速列車的迅猛發(fā)展，鑄鋼制動盤與鍛鋼制動盤已在各型動車組列車上得到了廣泛應用。法國在TGV-A 列車上使用了Cr-Mo-V 系低合金鍛鋼制動盤，在300 km/h 速度級的高速列車制動服役過程中表現(xiàn)出了良好的綜合性能[2]。日本在新干線快速列車上廣泛采用了Ni-Cr-Mo 系低合金鍛鋼制動盤，該制動盤能滿足260 km/h 速度等級的列車制動要求。Ni-Cr-Mo 系低合金鍛鋼制動盤材料在我國早期的和諧號動車組上得到應用，而目前我國動車組列車裝用的制動盤普遍采用了Ci-Ni-Mo-V系低合金鋼材料[2-3]。已有研究學者針對軌道車輛鑄鋼制動盤與鍛鋼制動盤材料的組織特征與力學性能開展了試驗研究[4-6]，研究表明，制動盤材料具有優(yōu)良的塑性、強度與韌性，且制動盤材料的力學性能與其微觀組織特征緊密相關。

制動盤在服役過程中承受著復雜的熱-機械載荷作用，反復的冷熱循環(huán)作用可能會使制動盤的微觀組織發(fā)生轉變，進一步引起性能變化[7-8]。有研究表明，在高速緊急制動過程中，制動盤摩擦面的溫升可超過材料的相變溫度[9-10]，這會使制動盤材料初始的回火索氏體組織在制動升溫和后續(xù)冷卻過程中發(fā)生轉變[11-13]。當制動盤摩擦面表層的組織轉變產(chǎn)物造成了盤體材料力學性能的不均勻分布、甚至使力學性能有所降低時，極易在盤面形成微裂紋、并在后續(xù)過程中發(fā)生疲勞擴展，嚴重影響制動盤的服役壽命和列車運營安全[14-16]。因此，本文作者對高速列車用鑄鋼制動盤與鍛鋼制動盤低合金鋼材料的CCT 曲線進行測定，獲得制動盤低合金鋼材料的連續(xù)冷卻轉變曲線，不僅可以明確鑄鋼制動盤與鍛鋼制動盤材料的臨界轉變溫度和各組織的臨界冷卻速率，同時也能為分析、判定制動盤材料的組織轉變產(chǎn)物提供依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為高速列車用鑄鋼制動盤及鍛鋼制動盤低合金鋼，材料的化學成分如表1所示。

表1 制動盤低合金鋼材料化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of low alloy steel for brake disc%

采用熱膨脹法測試制動盤材料的連續(xù)冷卻轉變曲線，首先將試樣安裝于DIL 805L 型熱膨脹儀上進行靜態(tài)臨界點的測定，參考標準YB/T 5127—2018[17]，將試樣以500 ℃/h的加熱速率從室溫加熱到500 ℃，然后改變加熱速率以180 ℃/h的加熱速率加熱到900 ℃，保溫10 min 使其完全奧氏體化，再以100 ℃/s的冷卻速率將試樣冷卻至室溫，測得升溫降溫的膨脹曲線，確定臨界溫度點，控溫曲線如圖1所示。隨后參考標準YB/T 5128—2018[18]開展CCT 曲線的測定，將試樣以10 ℃/s 的加熱速率加熱至900 ℃后保溫10 min，然后以0.2、0.5、1.0、2.0、5.0、10.0、20.0 和50.0 ℃/s 或更高的冷卻速率將試樣冷卻至室溫，控溫曲線如圖2所示，在試驗機上測試并記錄試樣在不同冷卻速率條件下的膨脹曲線，采用切線法獲得臨界轉變點的溫度。

圖1 靜態(tài)臨界點的測定控溫曲線Fig.1 Temperature control curve of measurement of static critical point

圖2 CCT曲線測定的控溫曲線示意圖Fig.2 Schematic diagram of temperature control curve for CCT curve determination

試驗采用直徑×長度為4 mm×10 mm 的圓柱形試樣，對冷卻速率大于10 ℃/s的條件進行試驗時，在試樣中心另加工直徑為2 mm通孔以實現(xiàn)快速冷卻，試樣尺寸如圖3所示。熱膨脹試驗完成后，將試樣制備成金相試樣并用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，在ZEISS Axio Vert.A1 型光學顯微鏡及ZEISS Gemini 500型掃描電子顯微鏡下觀察制動盤材料在不同冷卻速率條件下的顯微組織，并用VTD-512型顯微硬度計測試各試樣的硬度。

圖3 熱膨脹試樣尺寸Fig.3 Size of thermal expansion specimen

2 試驗結果與討論

2.1 組織轉變溫度

根據(jù)熱膨脹儀輸出的數(shù)據(jù)測得鑄鋼制動盤材料的奧氏體轉變(AC3)溫度為847 ℃，馬氏體轉變(Ms)的起始溫度為347 ℃；鍛鋼制動盤材料的AC3溫度為862 ℃，Ms溫度為368 ℃。鍛鋼制動盤材料的AC3溫度、Ms溫度均比鑄鋼制動盤材料的高。

2.2 不同冷卻速率對應的組織特征

圖4所示為鑄鋼制動盤材料以不同速率連續(xù)冷卻到室溫試樣的金相照片，圖5所示為不同組織微觀結構的掃描電鏡照片。由圖4和圖5可見：鑄鋼制動盤材料以不同冷卻速率冷卻時主要產(chǎn)生貝氏體轉變和馬氏體轉變。當冷卻速率為0.2 ℃/s 時，鑄鋼制動盤試樣組織為粒狀貝氏體(GB)；當冷卻速率為1.0～2.0 ℃/s 時，金相組織為粒狀貝氏體(GB)和板條狀貝氏體(LB)；當冷卻速率為5.0～20.0 ℃/s時，金相組織為板條狀貝氏體(LB)和馬氏體(M)，且隨著冷卻速率的提升，板條狀馬氏體的數(shù)量逐漸增多；當冷卻速率大于20.0 ℃/s 時，微觀組織變化不再顯著，對應的組織主要為板條狀的馬氏體組織。

圖4 鑄鋼制動盤材料以不同速率連續(xù)冷卻到室溫試樣的金相照片F(xiàn)ig.4 Metallographic photographs of cast steel brake disc material after cooling with different cooling rates

圖5 SEM下鑄鋼制動盤材料不同組織的微觀結構Fig.5 Microstructure of cast steel brake disc material observed with SEM

圖6所示為鍛鋼制動盤以不同速率連續(xù)冷卻到室溫試樣的金相照片，圖7所示為不同組織微觀結構的掃描電鏡照片。由圖6和圖7可見：鍛鋼制動盤材料的珠光體區(qū)較小，在0.2 ℃/s 的冷卻速率下會形成鐵素體-珠光體組織，并可見少量的貝氏體組織，當冷卻速率介于1.0～20.0 ℃/s之間時，金相組織為貝氏體+板條狀馬氏體的混合組織，當冷卻速率大于50.0 ℃/s時會形成馬氏體組織。

圖6 鍛鋼制動盤以不同速率連續(xù)冷卻到室溫試樣的金相照片F(xiàn)ig.6 Metallographic photographs of forged steel brake disc material after cooling with different cooling rates

圖7 SEM下鍛鋼制動盤材料不同組織的微觀結構Fig.7 Microstructure of forged steel brake disc material observed with SEM

3 CCT曲線繪制及分析

3.1 CCT曲線的繪制

根據(jù)熱膨脹儀輸出的數(shù)據(jù)繪制不同冷卻速率條件下各試樣的膨脹曲線，采用切線法確定制動盤材料連續(xù)冷卻轉變的臨界溫度點，結合微觀組織觀察及顯微硬度測試確定不同冷卻速率對應的組織轉變產(chǎn)物，將各臨界溫度點繪制在溫度-時間對數(shù)坐標上，用曲線連接轉變開始點和轉變結束點，并標記各冷卻曲線對應的冷卻速率及硬度，此外，將鑄鋼制動盤、鍛鋼制動盤緊急制動后的摩擦面冷卻溫度曲線分別繪制于2種制動盤材料的CCT 圖中，則鑄鋼制動盤材料的CCT 曲線如圖8所示，鍛鋼制動盤材料的CCT曲線如圖9所示。

圖8 鑄鋼制動盤材料的CCT曲線圖Fig.8 CCT diagram of cast steel brake disc material

圖9 鍛鋼制動盤材料的CCT曲線圖Fig.9 CCT diagram of forged steel brake disc material

3.2 CCT曲線及組織轉變特性

由圖8可見：在試驗冷卻速率范圍內(nèi)鑄鋼制動盤材料主要發(fā)生2種組織轉變，分別為貝氏體轉變(A→B)和馬氏體轉變(A→M)，當冷卻速率在0.2～0.5 ℃/s時，主要發(fā)生奧氏體(A)到粒狀貝氏體(GB)轉變；當冷卻速率超過2.0 ℃/s 時，轉變組織為板條狀貝氏體(LB)；當冷卻速率超過20.0 ℃/s時則馬氏體(M)發(fā)生轉變。

當冷卻速率低于1.0 ℃/s 時，隨著冷卻速率的增加，硬度(HV)大幅度升高，由383 升高至490，增幅為27.9%。原因是貝氏體轉變過程中C元素擴散進行碳化物析出，但貝氏體轉變使來不及擴散的C元素固溶在奧氏體中導致硬度增加；當冷卻速率在1.0～20.0 ℃/s之間時，隨著冷卻速率的增加逐漸有板條狀貝氏體和馬氏體出現(xiàn)，隨著冷卻速率的提升，所形成的組織的顯微硬度(HV)也由490增大至520，由于貝氏體和馬氏體皆為硬相，增幅僅為6.1%；當冷卻速率高于20.0 ℃/s 后，各試樣的硬度增加已不再明顯，冷卻速率升至100.0 ℃/s時，硬度增幅僅為1.7%，這是因為馬氏體組織較為穩(wěn)定，組織不再出現(xiàn)明顯變化。

由圖9可見：在試驗冷卻速率范圍內(nèi)鍛鋼制動盤材料主要有3 種組織轉變，分別為鐵素體-珠光體轉變(A→F+P)、貝氏體轉變(A→B)和馬氏體轉變(A→M)。當冷卻速率低于0.2 ℃/s時，主要發(fā)生鐵素體-珠光體轉變；當冷卻速率在1.0～30.0 ℃/s之間時，主要發(fā)生貝氏體轉變和馬氏體轉變；當冷卻速率超過50.0 ℃/s時，則發(fā)生馬氏體轉變。

對比鑄鋼制動盤材料與鍛鋼制動盤材料的臨界轉變溫度和CCT 圖可以發(fā)現(xiàn)，鑄鋼制動盤與鍛鋼制動盤材料成分的差異導致二者的組織轉變特性存在一定的差別。鍛鋼制動盤材料的AC3溫度為862 ℃，略高于鑄鋼制動盤材料的AC3溫度，這是由于鍛鋼制動盤材料中的V、Mo等元素含量略高，可以起到顯著縮小奧氏體相區(qū)的作用，而鑄鋼制動盤材料中的Mn、Ni等元素含量較高，這些是擴大奧氏體相區(qū)、降低AC3溫度的合金元素。此外，在0.2 ℃/s 的冷卻速率條件下鍛鋼制動盤材料會形成鐵素體-珠光體組織，而鑄鋼制動盤材料則不發(fā)生鐵素體和珠光體轉變，會形成粒狀貝氏體組織，這是因為鑄鋼制動盤材料中Cr、Ni、Mo等合金元素總含量較高，Ni 元素易固溶在基體中抑制鐵素體的形核、降低鐵素體轉變冷卻速率，并促進馬氏體轉變；鋼中Mo元素抑制C元素擴散，使擴散性相變困難，也可起到抑制鐵素體轉變的作用[19-20]。強碳化合物形成元素V在鋼中大部分以碳化物的形式存在，能夠促進鐵素體轉變并抑制馬氏體轉變，因此，在低于0.2 ℃/s 的冷卻速率條件下鑄鋼制動盤材料沒有發(fā)生鐵素體轉變。

從2 種材料的CCT 曲線還可以看出，鍛鋼制動盤材料的AC3溫度、Ms溫度均比鑄鋼制動盤材料的高，且發(fā)生完全馬氏體組織轉變的臨界冷卻速率也更大。結合制動盤在服役過程中的溫度變化特點分析可知，當制動過程中摩擦面局部區(qū)域的瞬時溫度超過材料的AC3溫度時，該區(qū)域的材料將發(fā)生奧氏體化，在制動結束后、列車再次啟動運行時，在空氣對流換熱的作用下制動盤摩擦面溫度迅速下降，發(fā)生奧氏體轉變的局部過熱區(qū)域的微觀組織易發(fā)生貝氏體轉變和馬氏體轉變，使摩擦面局部過熱區(qū)的硬度升高。因此，結合制動盤服役特點、從微觀組織轉變特性的角度進行選材時，選用AC3溫度更高、發(fā)生完全馬氏體轉變的臨界冷卻速率更大的材料，有利于提高制動盤在交變熱循環(huán)過程中的微觀組織和力學性能的穩(wěn)定性。

4 結論

1)本文研究的鑄鋼制動盤材料的AC3溫度為847 ℃，Ms溫度為347 ℃；鍛鋼制動盤材料的AC3溫度為862 ℃，Ms溫度為368 ℃。鑄鋼制動盤材料的AC3溫度略高于鍛鋼制動盤材料的AC3溫度，而鍛鋼制動盤材料的Ms溫度略高于鑄鋼制動盤材料的Ms溫度。

2)當冷卻速率為0.2 ℃/s 時，鑄鋼制動盤材料形成粒狀貝氏體(GB)，而鍛鋼制動盤材料會形成鐵素體-珠光體組織，并可見少量的貝氏體；當冷卻速率大于20.0 ℃/s 時，鑄鋼制動盤材料可獲得馬氏體組織，鍛鋼制動盤材料發(fā)生完全馬氏體轉變的臨界冷卻速率需大于50.0 ℃/s。

3)當制動盤摩擦面局部溫度超過AC3溫度時，摩擦面表層材料在冷卻過程中會發(fā)生貝氏體和馬氏體轉變，使摩擦面局部硬度升高。選用AC3溫度更高、馬氏體轉變臨界冷卻速率更大的材料，有利于提高制動盤材料在服役中的組織和力學性能穩(wěn)定性。