李志強(qiáng)，張曉康，劉志成，楊智勇，李衛(wèi)京

(北京交通大學(xué) 機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京，100044)

盤式制動(dòng)是高速列車制動(dòng)的關(guān)鍵技術(shù)之一，是高速列車安全可靠運(yùn)行的重要保障，其中制動(dòng)盤最重要的功能是吸收制動(dòng)動(dòng)能并將之轉(zhuǎn)化為熱能散發(fā)到空氣中，因此，在制動(dòng)過程中制動(dòng)盤材料應(yīng)具有穩(wěn)定的組織結(jié)構(gòu)與良好的力學(xué)性能[1]。隨著高速列車的迅猛發(fā)展，鑄鋼制動(dòng)盤與鍛鋼制動(dòng)盤已在各型動(dòng)車組列車上得到了廣泛應(yīng)用。法國在TGV-A 列車上使用了Cr-Mo-V 系低合金鍛鋼制動(dòng)盤，在300 km/h 速度級(jí)的高速列車制動(dòng)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(dòng)盤，該制動(dòng)盤能滿足260 km/h 速度等級(jí)的列車制動(dòng)要求。Ni-Cr-Mo 系低合金鍛鋼制動(dòng)盤材料在我國早期的和諧號(hào)動(dòng)車組上得到應(yīng)用，而目前我國動(dòng)車組列車裝用的制動(dòng)盤普遍采用了Ci-Ni-Mo-V系低合金鋼材料[2-3]。已有研究學(xué)者針對(duì)軌道車輛鑄鋼制動(dòng)盤與鍛鋼制動(dòng)盤材料的組織特征與力學(xué)性能開展了試驗(yàn)研究[4-6]，研究表明，制動(dòng)盤材料具有優(yōu)良的塑性、強(qiáng)度與韌性，且制動(dòng)盤材料的力學(xué)性能與其微觀組織特征緊密相關(guān)。

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

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為高速列車用鑄鋼制動(dòng)盤及鍛鋼制動(dòng)盤低合金鋼，材料的化學(xué)成分如表1所示。

表1 制動(dòng)盤低合金鋼材料化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of low alloy steel for brake disc%

采用熱膨脹法測試制動(dòng)盤材料的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，首先將試樣安裝于DIL 805L 型熱膨脹儀上進(jìn)行靜態(tài)臨界點(diǎn)的測定，參考標(biāo)準(zhǔn)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(diǎn)，控溫曲線如圖1所示。隨后參考標(biāo)準(zhǔn)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(yàn)機(jī)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(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度。

圖1 靜態(tài)臨界點(diǎn)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(yàn)采用直徑×長度為4 mm×10 mm 的圓柱形試樣，對(duì)冷卻速率大于10 ℃/s的條件進(jìn)行試驗(yàn)時(shí)，在試樣中心另加工直徑為2 mm通孔以實(shí)現(xiàn)快速冷卻，試樣尺寸如圖3所示。熱膨脹試驗(yàn)完成后，將試樣制備成金相試樣并用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，在ZEISS Axio Vert.A1 型光學(xué)顯微鏡及ZEISS Gemini 500型掃描電子顯微鏡下觀察制動(dòng)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(jì)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(yàn)結(jié)果與討論

2.1 組織轉(zhuǎn)變溫度

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

2.2 不同冷卻速率對(duì)應(yīng)的組織特征

圖4所示為鑄鋼制動(dòng)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(jié)構(gòu)的掃描電鏡照片。由圖4和圖5可見：鑄鋼制動(dòng)盤材料以不同冷卻速率冷卻時(shí)主要產(chǎn)生貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)冷卻速率為0.2 ℃/s 時(shí)，鑄鋼制動(dòng)盤試樣組織為粒狀貝氏體(GB)；當(dāng)冷卻速率為1.0～2.0 ℃/s 時(shí)，金相組織為粒狀貝氏體(GB)和板條狀貝氏體(LB)；當(dāng)冷卻速率為5.0～20.0 ℃/s時(shí)，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(dāng)冷卻速率大于20.0 ℃/s 時(shí)，微觀組織變化不再顯著，對(duì)應(yīng)的組織主要為板條狀的馬氏體組織。

圖4 鑄鋼制動(dòng)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(dòng)盤材料不同組織的微觀結(jié)構(gòu)Fig.5 Microstructure of cast steel brake disc material observed with SEM

圖6所示為鍛鋼制動(dòng)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(jié)構(gòu)的掃描電鏡照片。由圖6和圖7可見：鍛鋼制動(dòng)盤材料的珠光體區(qū)較小，在0.2 ℃/s 的冷卻速率下會(huì)形成鐵素體-珠光體組織，并可見少量的貝氏體組織，當(dāng)冷卻速率介于1.0～20.0 ℃/s之間時(shí)，金相組織為貝氏體+板條狀馬氏體的混合組織，當(dāng)冷卻速率大于50.0 ℃/s時(shí)會(huì)形成馬氏體組織。

圖6 鍛鋼制動(dòng)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(dòng)盤材料不同組織的微觀結(jié)構(gòu)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(dòng)盤材料連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的臨界溫度點(diǎn)，結(jié)合微觀組織觀察及顯微硬度測試確定不同冷卻速率對(duì)應(yīng)的組織轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，將各臨界溫度點(diǎn)繪制在溫度-時(shí)間對(duì)數(shù)坐標(biāo)上，用曲線連接轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)，并標(biāo)記各冷卻曲線對(duì)應(yīng)的冷卻速率及硬度，此外，將鑄鋼制動(dòng)盤、鍛鋼制動(dòng)盤緊急制動(dòng)后的摩擦面冷卻溫度曲線分別繪制于2種制動(dòng)盤材料的CCT 圖中，則鑄鋼制動(dòng)盤材料的CCT 曲線如圖8所示，鍛鋼制動(dòng)盤材料的CCT曲線如圖9所示。

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

圖9 鍛鋼制動(dòng)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(zhuǎn)變特性

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

當(dāng)冷卻速率低于1.0 ℃/s 時(shí)，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(zhuǎn)變過程中C元素?cái)U(kuò)散進(jìn)行碳化物析出，但貝氏體轉(zhuǎn)變使來不及擴(kuò)散的C元素固溶在奧氏體中導(dǎo)致硬度增加；當(dāng)冷卻速率在1.0～20.0 ℃/s之間時(shí)，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(dāng)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(shí)，硬度增幅僅為1.7%，這是因?yàn)轳R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(yàn)冷卻速率范圍內(nèi)鍛鋼制動(dòng)盤材料主要有3 種組織轉(zhuǎn)變，分別為鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變(A→F+P)、貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)和馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)。當(dāng)冷卻速率低于0.2 ℃/s時(shí)，主要發(fā)生鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率在1.0～30.0 ℃/s之間時(shí)，主要發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率超過50.0 ℃/s時(shí)，則發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

對(duì)比鑄鋼制動(dòng)盤材料與鍛鋼制動(dòng)盤材料的臨界轉(zhuǎn)變溫度和CCT 圖可以發(fā)現(xiàn)，鑄鋼制動(dòng)盤與鍛鋼制動(dòng)盤材料成分的差異導(dǎo)致二者的組織轉(zhuǎn)變特性存在一定的差別。鍛鋼制動(dòng)盤材料的AC3溫度為862 ℃，略高于鑄鋼制動(dòng)盤材料的AC3溫度，這是由于鍛鋼制動(dòng)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(dòng)盤材料中的Mn、Ni等元素含量較高，這些是擴(kuò)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(dòng)盤材料會(huì)形成鐵素體-珠光體組織，而鑄鋼制動(dòng)盤材料則不發(fā)生鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，會(huì)形成粒狀貝氏體組織，這是因?yàn)殍T鋼制動(dòng)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(zhuǎn)變冷卻速率，并促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變；鋼中Mo元素抑制C元素?cái)U(kuò)散，使擴(kuò)散性相變困難，也可起到抑制鐵素體轉(zhuǎn)變的作用[19-20]。強(qiáng)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(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變并抑制馬氏體轉(zhuǎn)變，因此，在低于0.2 ℃/s 的冷卻速率條件下鑄鋼制動(dòng)盤材料沒有發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變。

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

4 結(jié)論

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

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

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