钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响

工程科学学报，第40卷，第1期：68-75,2018年1月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.I:68-75,January 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.01.009;http://journals.ustb.edu.cn 钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 吴丹)，王福明)四，程锦)，李长荣2) 1)北京科技大学治金与生态工程学院，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:wangfuming(@metall..usth.cdu.cn 摘要随着列车时速不断提高，制动盘承受的热负荷不断增大，这对制动盘材料提出了更高的要求.为了提高制动盘钢的 机械性能及耐热疲劳性，钒元素被添加到制动盘钢中.本文研究了不同淬火温度时V含量对C一Mo-V系制动盘钢组织及力 学性能的影响，并通过Thermo-~Cac热力学软件、碳复型、透射电镜、能谱分析等方法对不同V含量时析出相的演变规律进行 研究.结果表明，增加钒含量使高温析出的V(C,N)含量增加，细化奥氏体品粒和回火马氏体组织.淬-回火态析出相主要为 V(C,N)、(Mo,V)C、M,C和MC6·随钒含量增加，大尺寸M2C6和M,C的析出被抑制，对韧性损害降低；小尺寸(Mo,V)C含 量增多，析出强化效果增强.淬火温度为880~900℃时，增加钒含量能细化马氏体和减少大尺寸碳化物，弥补了析出强化对 韧性的损害，故冲击功变化不大.淬火温度为920-940℃时，提高钒含量促使(M0,V)C量急剧增加，冲击功快速下降.实验 钢淬火温度不应超过900℃. 关键词制动盘钢；析出相：钒；显微组织；淬火温度 分类号TG142.1 Effect of V on carbide precipitation behavior and mechanical properties of brake disc steel for high-speed trains WU Dan),WANG Fu-ming,CHENG Jin,LI Chang-rong?) 1)Sehool of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China XCorresponding author,E-mail:wangfuming@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT With the increasing speed of high-speed trains,the brake disc heat load has also been increasing,particularly during emergency braking.Therefore,to address such issues,strict requirements for brake disc materials are suggested.Thus,the addition of V was implemented to improve the mechanical properties and thermal fatigue performance of brake disc steel.The effect of V on the mi- crostructure and mechanical properties of Cr-Mo-V steel for brake discs at different quenching temperatures was investigated.The pre- cipitation behavior of carbides at different V levels was also investigated through thermodynamics calculation using the Thermo-Calc software,carbon replica,transmission electron microscopy (TEM),and energy dispersive spectroscopy (EDS).The results indicate that the amount of V(C,N),which precipitates at high temperatures,increases;therefore,the austenite grains and martensite packets are refined.The precipitates in the tested steels after being quenched and tempered are mainly V(C,N),(Mo,V)C,M,C,and M2 C With an increase in V content,the precipitation of large size carbides,such as MC and M,Ca,is suppressed;therefore,its negative effect on toughness is reduced.With the increase in the amount of small-size (Mo,V)C,the precipitation strengthening effect is enhanced.When the quenching temperature is in the range of 880-900C,the increments of vanadium content could refine martens- ite and reduce the content of large size carbides,which negatively affect toughness.Therefore,the impact energy changes little.When the quenching temperature is in the range of 920-940 C,increasing the vanadium content results in a significant increase in the (Mo, 收稿日期：2017-08-12 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51674020)

工程科学学报,第 40 卷,第 1 期:68鄄鄄75,2018 年 1 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 1: 68鄄鄄75, January 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 01. 009; http: / / journals. ustb. edu. cn 钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 吴 丹1) , 王福明1) 苣 , 程 锦1) , 李长荣2) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院, 北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 苣通信作者,E鄄mail: wangfuming@ metall. ustb. edu. cn 摘 要 随着列车时速不断提高,制动盘承受的热负荷不断增大,这对制动盘材料提出了更高的要求. 为了提高制动盘钢的 机械性能及耐热疲劳性,钒元素被添加到制动盘钢中. 本文研究了不同淬火温度时 V 含量对 Cr鄄鄄Mo鄄鄄V 系制动盘钢组织及力 学性能的影响,并通过 Thermo鄄鄄Calc 热力学软件、碳复型、透射电镜、能谱分析等方法对不同 V 含量时析出相的演变规律进行 研究. 结果表明,增加钒含量使高温析出的 V(C, N)含量增加,细化奥氏体晶粒和回火马氏体组织. 淬鄄鄄回火态析出相主要为 V(C,N)、(Mo,V)C、M7C3和 M23C6 . 随钒含量增加,大尺寸 M23C6和 M7C3的析出被抑制,对韧性损害降低;小尺寸(Mo,V)C 含 量增多,析出强化效果增强. 淬火温度为 880 ~ 900 益时,增加钒含量能细化马氏体和减少大尺寸碳化物,弥补了析出强化对 韧性的损害,故冲击功变化不大. 淬火温度为 920 ~ 940 益时,提高钒含量促使(Mo,V)C 量急剧增加,冲击功快速下降. 实验 钢淬火温度不应超过 900 益 . 关键词 制动盘钢; 析出相; 钒; 显微组织; 淬火温度 分类号 TG142郾 1 收稿日期: 2017鄄鄄08鄄鄄12 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51674020) Effect of V on carbide precipitation behavior and mechanical properties of brake disc steel for high鄄speed trains WU Dan 1) , WANG Fu鄄ming 1) 苣 , CHENG Jin 1) , LI Chang鄄rong 2) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣Corresponding author, E鄄mail: wangfuming@ metall. ustb. edu. cn ABSTRACT With the increasing speed of high鄄speed trains, the brake disc heat load has also been increasing, particularly during emergency braking. Therefore, to address such issues, strict requirements for brake disc materials are suggested. Thus, the addition of V was implemented to improve the mechanical properties and thermal fatigue performance of brake disc steel. The effect of V on the mi鄄 crostructure and mechanical properties of Cr鄄鄄Mo鄄鄄V steel for brake discs at different quenching temperatures was investigated. The pre鄄 cipitation behavior of carbides at different V levels was also investigated through thermodynamics calculation using the Thermo鄄鄄 Calc software, carbon replica, transmission electron microscopy (TEM), and energy dispersive spectroscopy (EDS). The results indicate that the amount of V(C, N), which precipitates at high temperatures, increases; therefore, the austenite grains and martensite packets are refined. The precipitates in the tested steels after being quenched and tempered are mainly V(C, N), (Mo,V)C, M7C3 , and M23 C6 . With an increase in V content, the precipitation of large size carbides, such as M23 C6 and M7 C3 , is suppressed; therefore, its negative effect on toughness is reduced. With the increase in the amount of small鄄size (Mo,V)C, the precipitation strengthening effect is enhanced. When the quenching temperature is in the range of 880鄄鄄900 益 , the increments of vanadium content could refine martens鄄 ite and reduce the content of large size carbides, which negatively affect toughness. Therefore, the impact energy changes little. When the quenching temperature is in the range of 920鄄鄄940 益 , increasing the vanadium content results in a significant increase in the (Mo

吴丹等：钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 .69· V)C content;therefore,the impact energy drops rapidly.Thus,it is concluded that the quenching temperature of tested steel should not exceed900℃. KEY WORDS brake disc steel;precipitates;vanadium;microstructure;quenching temperature 制动盘是保障列车安全的最终屏障.列车制动 等[16]在Ni-Cr-Mo制动盘钢添加质量分数0.1%的 过程中，尤其在紧急制动时，制动盘与制动闸片剧烈 V,抑制了钢的高温相变及白层的形成，同时使制动 摩擦，将列车巨大的动能转换为热能，其中大部分热 盘钢的硬度增加，提高钢的抗热震性和耐磨性.但 量都被制动盘吸收[山.随着列车最大时速不断提 进一步提高钒含量对制动盘钢组织及性能的影响没 高，运行时动能及制动时产生的热能也随之增大，制 有被报道.因此本文设计了三种不同钒含量的实验 动盘表面温度急剧升高，局部温度甚至可能超过A? 钢，研究钒含量变化对制动盘钢性能的影响. 点温度2].在经过长期反复的制动过程后，制动盘 Cr-Mo-V系制动盘钢为低合金调质钢.随着 钢表面会出现热疲劳裂纹、热斑等热损伤，对其使用 淬火温度提高，钢中析出相发生溶解，更多的合金元 寿命产生危害3-)].由于列车时速提高，服役环境更 素固溶到奥氏体基体中，在回火过程中起到更好的 加苛刻，这就对制动盘材料提出了更高的要求 析出强化效果.但析出强化与细品强化对韧性的效果 C-Mo-V系低合金钢因具有较好的强韧度、耐 是矛盾的.提高淬火温度促使奥氏体晶粒长大，粗大的 热性、耐磨性等优点，当前广泛运用于列车制动盘 奥氏体晶粒导致转变得到的马氏体板条束及板条块尺 钢[].Cr和Mo具有较好的固溶强化及析出强化效 寸增大，从而促使钢的强度及韧性同时下降-).因 果，能提高钢的强度-).此外，C还能提高合金钢 此需要通过实验研究得到合适的淬火温度 的抗氧化能力].对于V元素，高温析出的V(C, 本文研究不同淬火温度时V含量对制动盘钢 N)能抑制品粒长大，起到细品强化效果：低温析出 组织及力学性能的影响，并使用扫描电镜、碳复型、 的VC能起到析出强化的作用，同时增强钢的强韧 透射电镜等方法研究了V含量变化对不同种类碳 性10-.刘庆春等2)研究表明添加钒能有效提高 化物析出行为的影响.通过热处理实验确定合适的 耐火钢的常温及高温性能.Nafisi等[]发现在API 淬火温度，为制动盘钢的实际生产提供参考. X100管线钢中添加质量分数0.06%的V显著提高 1实验材料及方法 其屈服及抗拉强度，同时对韧塑性没有危害.Gwon 等[4]研究了质量分数0.3%V的添加对TWIP钢的 1.1实验材料 影响，结果表明添加V促使品粒尺寸下降，屈服强 实验钢设计参照制动盘钢28 CrMoV,在其基础 度增加108MPa.Oh等1s]发现在15Cr铁素体不锈 上改变V含量，具体成分见表1.三种实验钢均通 钢中添加V能提高固溶强化效果，略微提高其疲劳 过真空感应炉冶炼得到，铸锭重39kg.再经高温退 寿命.关于V对制动盘钢的研究相对较少.Harada 火，多向锻造为直径17mm的圆棒 表1实验钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the tested steels 钢种 C Si Mn Cr Ni Mo N Fe /0 0.26 0.60 0.64 1.14 0.40 0.81 0.10 0.0032 余量 0.26 0.62 0.63 1.15 0.40 0.81 0.31 0.0031 余量 3 0.26 0.66 0.64 1.16 0.40 0.81 0.49 0.0027 余量 1.2实验方法 标准冲击试样(U型缺口)，进行室温拉伸及室温冲 热处理工艺如图1所示，从锻后圆棒上截取毛 击试验.并从冲击试样上截取金相试样，尺寸为10 坯样，在马弗炉中经930℃正火1h后，分别在880、 mm×10mm×8mm,经磨抛后用4%（体积分数）硝 900、920和940℃保温1h后水淬.取部分淬火试样 酸乙醇溶液侵蚀，使用冷场发射扫描电镜(JSM- 在添加少量缓蚀剂的饱和苦味酸水溶剂中侵蚀，通 6701)对显微组织进行观察.通过碳萃取复型及透 过光学显微镜(MX6R)观察原奥氏体品界.其余毛 射电镜(JSM-2100F)对析出相的形貌、尺寸、分布及 坯样在650℃回火1h,之后加工成标准拉伸试样及 化学组成进行研究

吴 丹等: 钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 V)C content; therefore, the impact energy drops rapidly. Thus, it is concluded that the quenching temperature of tested steel should not exceed 900 益 . KEY WORDS brake disc steel; precipitates; vanadium; microstructure; quenching temperature 制动盘是保障列车安全的最终屏障. 列车制动 过程中,尤其在紧急制动时,制动盘与制动闸片剧烈 摩擦,将列车巨大的动能转换为热能,其中大部分热 量都被制动盘吸收[1] . 随着列车最大时速不断提 高,运行时动能及制动时产生的热能也随之增大,制 动盘表面温度急剧升高,局部温度甚至可能超过 A3 点温度[2] . 在经过长期反复的制动过程后,制动盘 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[3鄄鄄5] . 由于列车时速提高,服役环境更 加苛刻,这就对制动盘材料提出了更高的要求. Cr鄄鄄Mo鄄鄄V 系低合金钢因具有较好的强韧度、耐 热性、耐磨性等优点,当前广泛运用于列车制动盘 钢[6] . Cr 和 Mo 具有较好的固溶强化及析出强化效 果,能提高钢的强度[7鄄鄄8] . 此外,Cr 还能提高合金钢 的抗氧化能力[9] . 对于 V 元素,高温析出的 V(C, N)能抑制晶粒长大,起到细晶强化效果;低温析出 的 VC 能起到析出强化的作用,同时增强钢的强韧 性[10鄄鄄11] . 刘庆春等[12] 研究表明添加钒能有效提高 耐火钢的常温及高温性能. Nafisi 等[13] 发现在 API X100 管线钢中添加质量分数 0郾 06% 的 V 显著提高 其屈服及抗拉强度,同时对韧塑性没有危害. Gwon 等[14]研究了质量分数 0郾 3% V 的添加对 TWIP 钢的 影响,结果表明添加 V 促使晶粒尺寸下降,屈服强 度增加 108 MPa. Oh 等[15] 发现在 15Cr 铁素体不锈 钢中添加 V 能提高固溶强化效果,略微提高其疲劳 寿命. 关于 V 对制动盘钢的研究相对较少. Harada 等[16]在 Ni鄄鄄Cr鄄鄄Mo 制动盘钢添加质量分数 0郾 1% 的 V,抑制了钢的高温相变及白层的形成,同时使制动 盘钢的硬度增加,提高钢的抗热震性和耐磨性. 但 进一步提高钒含量对制动盘钢组织及性能的影响没 有被报道. 因此本文设计了三种不同钒含量的实验 钢,研究钒含量变化对制动盘钢性能的影响. Cr鄄鄄Mo鄄鄄V 系制动盘钢为低合金调质钢. 随着 淬火温度提高,钢中析出相发生溶解,更多的合金元 素固溶到奥氏体基体中,在回火过程中起到更好的 析出强化效果. 但析出强化与细晶强化对韧性的效果 是矛盾的. 提高淬火温度促使奥氏体晶粒长大,粗大的 奥氏体晶粒导致转变得到的马氏体板条束及板条块尺 寸增大,从而促使钢的强度及韧性同时下降[17鄄鄄18] . 因 此需要通过实验研究得到合适的淬火温度. 本文研究不同淬火温度时 V 含量对制动盘钢 组织及力学性能的影响,并使用扫描电镜、碳复型、 透射电镜等方法研究了 V 含量变化对不同种类碳 化物析出行为的影响. 通过热处理实验确定合适的 淬火温度,为制动盘钢的实际生产提供参考. 1 实验材料及方法 1郾 1 实验材料 实验钢设计参照制动盘钢 28CrMoV,在其基础 上改变 V 含量,具体成分见表 1. 三种实验钢均通 过真空感应炉冶炼得到,铸锭重 39 kg. 再经高温退 火,多向锻造为直径 17 mm 的圆棒. 表 1 实验钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steels % 钢种 C Si Mn Cr Ni Mo V N Fe 1 # 0郾 26 0郾 60 0郾 64 1郾 14 0郾 40 0郾 81 0郾 10 0郾 0032 余量 2 # 0郾 26 0郾 62 0郾 63 1郾 15 0郾 40 0郾 81 0郾 31 0郾 0031 余量 3 # 0郾 26 0郾 66 0郾 64 1郾 16 0郾 40 0郾 81 0郾 49 0郾 0027 余量 1郾 2 实验方法 热处理工艺如图 1 所示,从锻后圆棒上截取毛 坯样,在马弗炉中经 930 益 正火 1 h 后,分别在 880、 900、920 和 940 益保温 1 h 后水淬. 取部分淬火试样 在添加少量缓蚀剂的饱和苦味酸水溶剂中侵蚀,通 过光学显微镜(MX6R)观察原奥氏体晶界. 其余毛 坯样在 650 益回火 1 h,之后加工成标准拉伸试样及 标准冲击试样(U 型缺口),进行室温拉伸及室温冲 击试验. 并从冲击试样上截取金相试样,尺寸为 10 mm 伊 10 mm 伊 8 mm,经磨拋后用 4% (体积分数)硝 酸乙醇溶液侵蚀,使用冷场发射扫描电镜( JSM鄄鄄 6701)对显微组织进行观察. 通过碳萃取复型及透 射电镜(JSM鄄鄄2100F)对析出相的形貌、尺寸、分布及 化学组成进行研究. ·69·

·70. 工程科学学报，第40卷，第1期 三种实验钢在900℃淬火加650℃回火后的微 观形貌如图3(a)~(c)所示.由于实验钢中合金元 930℃1h 880-940℃1h 素较多，回火稳定性较好，微观组织都为回火马氏 体.从扫描电镜图像中可以明显观察到原奥氏体晶 空冷 水冷 界，原奥氏体晶粒中存在若干个板条束，同一板条束 650℃1h 内板条方向相对一致.可以看出原奥氏体晶粒尺寸 空冷 随钒含量增加明显降低，这与前文结果相对应.研 究表明通过细化原奥氏体晶粒，促使马氏体板条束 尺寸降低，进而同时提高钢的强韧性].从图中也 可以看出，随着原奥氏体晶粒的明显细化，马氏体板 时间h 条束尺寸也随之降低.1"钢在940℃淬回火后的微 图1实验钢的热处理工艺图 Fig.1 Schematic of the heat treatment processes 观形貌如图3(d)所示.与900℃淬回火态相比，实 验钢原奥氏体晶粒显著长大.随着淬火温度提高， 2试验结果与分析 品界迁移能提高，而析出相溶解或粗化，细化品粒能 力下降，故晶粒明显长大.随原奥氏体晶粒长大，1 2.1V含量对显微组织的影响 钢板条束尺寸同样增加 三种钢在900℃保温1h时的原奥氏体晶粒如 2.2V含量对析出相的影响 图2所示.可以看出，实验钢的原奥氏体晶粒尺寸 2.2.1热力学计算 随钒含量增加显著降低.对于钒质量分数为0.1% 通过Thermo-Calc软件对实验钢在400~1200℃ 的1钢，其平均晶粒尺寸最大，为23.7μm.当钒质 温度范围内的平衡相图进行了计算，如图4所示. 量分数增加到0.31%时，实验钢的晶粒尺寸明显减 对于1"钢，钢中析出相有MX、(Mo,V)C、M2C、 小，其平均品粒尺寸降到9.2m.当钒质量分数增 MaC6、M,C,、MnS等，其中MX为奥氏体中析出的 加到0.49%，晶品粒进一步细化，平均晶粒尺寸为5.2 V(C,N).(Mo,V)C及富Cr的碳化物，如MsC6和 μm.增加钒含量能显著提高对晶界的钉扎效果，细 M,C3,在两相区析出，起到析出强化的作用.M,C为 化原奥氏体晶粒 亚稳相，析出温度范围较小，Mns含量基本不变. (a) 50m 20 10 0 0.10.20.30.40.5 Y 504m V质量分数/% 图2实验钢在900℃保温1h时的原奥氏体品粒形貌.(a)1钢：(b)2钢：(c)3*钢：(d)平均品粒尺寸 Fig.2 Morphologies of prior austenite grains in the tested steels after being quenched at 900C for Ih:(a)steel 1;(b)steel 2;(c)steel 3; (d)average grain sizes

工程科学学报,第 40 卷,第 1 期 图 1 实验钢的热处理工艺图 Fig. 1 Schematic of the heat treatment processes 2 试验结果与分析 2郾 1 V 含量对显微组织的影响 三种钢在 900 益保温 1 h 时的原奥氏体晶粒如 图 2 所示. 可以看出,实验钢的原奥氏体晶粒尺寸 随钒含量增加显著降低. 对于钒质量分数为 0郾 1% 的 1 #钢,其平均晶粒尺寸最大,为 23郾 7 滋m. 当钒质 量分数增加到 0郾 31% 时,实验钢的晶粒尺寸明显减 小,其平均晶粒尺寸降到 9郾 2 滋m. 当钒质量分数增 加到 0郾 49% ,晶粒进一步细化,平均晶粒尺寸为 5郾 2 图 2 实验钢在 900 益保温 1 h 时的原奥氏体晶粒形貌. (a)1 #钢;(b)2 #钢;(c)3 #钢;(d)平均晶粒尺寸 Fig. 2 Morphologies of prior austenite grains in the tested steels after being quenched at 900 益 for 1 h: (a) steel 1 # ; (b) steel 2 # ; (c) steel 3 # ; (d) average grain sizes 滋m. 增加钒含量能显著提高对晶界的钉扎效果,细 化原奥氏体晶粒. 三种实验钢在 900 益淬火加 650 益 回火后的微 观形貌如图 3(a) ~ (c)所示. 由于实验钢中合金元 素较多,回火稳定性较好,微观组织都为回火马氏 体. 从扫描电镜图像中可以明显观察到原奥氏体晶 界,原奥氏体晶粒中存在若干个板条束,同一板条束 内板条方向相对一致. 可以看出原奥氏体晶粒尺寸 随钒含量增加明显降低,这与前文结果相对应. 研 究表明通过细化原奥氏体晶粒,促使马氏体板条束 尺寸降低,进而同时提高钢的强韧性[17] . 从图中也 可以看出,随着原奥氏体晶粒的明显细化,马氏体板 条束尺寸也随之降低. 1 #钢在 940 益 淬回火后的微 观形貌如图 3(d)所示. 与 900 益 淬回火态相比,实 验钢原奥氏体晶粒显著长大. 随着淬火温度提高, 晶界迁移能提高,而析出相溶解或粗化,细化晶粒能 力下降,故晶粒明显长大. 随原奥氏体晶粒长大,1 # 钢板条束尺寸同样增加. 2郾 2 V 含量对析出相的影响 2郾 2郾 1 热力学计算 通过 Thermo鄄鄄Calc 软件对实验钢在 400 ~ 1200 益 温度范围内的平衡相图进行了计算,如图 4 所示. 对于 1 # 钢,钢 中 析 出 相 有 MX、 ( Mo,V) C、 M2 C、 M23C6 、M7C3 、MnS 等,其中 MX 为奥氏体中析出的 V(C,N). (Mo,V)C 及富 Cr 的碳化物,如 M23C6和 M7C3 ,在两相区析出,起到析出强化的作用. M2C 为 亚稳相,析出温度范围较小,MnS 含量基本不变. ·70·

吴丹等：钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 71· (a） 原奥氏体晶界 板条束 5 um 5um d 5um 图3实验钢淬回火态的扫描电镜形貌.(a)1-900℃：(b)2年-900℃：(c)3#-900℃：(d)1#-940℃ Fig.3 Microstructures of the tested steel after being quenched,and tempered processes:(a)1t-900℃；(b)2*-9O0℃；(c)3#-9O0℃；(d) 1-940℃ 对比图4(a)~(c)可见，随着钒含量增加， 相主要为V(C,N),其他碳化物都已溶解，提高淬火 V(C,N)的析出温度和析出量都不断增大，即V(C, 温度促使更多V及C元素溶解到基体中.通过 N)更加稳定，具有更好的细化晶粒效果.因此实验 Thermo--Calc软件对实验钢在850~950℃时奥氏体 钢的平均奥氏体晶粒尺寸随钒含量增加显著降低 中固溶钒含量进行了计算，如图5所示.随着温度 (图2(d)).同样地，提高钒含量促使(Mo,V)C的 升高，1"钢中固溶钒含量平缓增加，而2"钢和3钢 析出量增加，如在650℃时，1"钢中(Mo,V)C摩尔 都急剧增加，其中3钢变化更大.如对于1钢，温度 分数为3.0×10-3，而3钢中为1.6×10-2.而对于 从880℃升到940℃时，固溶钒的质量分数从 M2C和M,C3,随着钒含量增加，其总量降低，如1 0.075%增至0.096%，仅提高0.021%：而对于2"钢 钢中M2C,和M,C,的总析出量在650℃时为4.9× 和3"钢，从880℃升到940℃时，固溶钒的质量分数 10-2,2*钢中为2.8×102,3钢中为1.2×10-2.故 分别提高0.090%和0.105%.因此在较高的淬火 增加钒含量促进V(C,N)和(Mo,V)C析出，抑制 温度时，2钢和3"钢中奥氏体固溶大量钒元素，从而 MaC6和M,C,的生成 在回火过程析出大量的(Mo,V)C,起到显著的强化 从平衡相图中可以看出，实验钢中淬火态析出 效果 10 10 10 (b) y 109 109 109 10MC 心 10 M.Cs 10 M.C, (Mo.VC (Mo.VC 10 V(C.N) 10 V(C.N) 10(Mo.V)C M.C M.C. V(C.N) 103 10- M.Cs MnS MnS MnS 10 10 10 10 0 10- 40D 600 800 I000 1200 A 400 60D 800 1000 1200 400 6D0 800 100D 1200 温度℃ 温度℃ 温度℃ 图4实验钢在400~1200℃时的平衡相图.(a)1钢：(b)2*钢：(c)3*钢 Fig.4 Equilibrium phase diagrams of tested steels at 400-1200 C:(a)steel 1*;(b)steel 2*;(c)steel 3*

吴 丹等: 钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 图 3 实验钢淬回火态的扫描电镜形貌. (a) 1 # - 900 益 ;(b) 2 # - 900 益 ;(c) 3 # - 900 益 ;(d) 1 # - 940 益 Fig. 3 Microstructures of the tested steel after being quenched, and tempered processes: (a) 1 # - 900 益 ; (b) 2 # - 900 益 ; (c) 3 # - 900 益 ; (d) 1 # - 940 益 对比图 4 ( a) ~ ( c) 可见,随着钒含量增加, V(C,N)的析出温度和析出量都不断增大,即 V(C, N)更加稳定,具有更好的细化晶粒效果. 因此实验 钢的平均奥氏体晶粒尺寸随钒含量增加显著降低 (图 2(d)). 同样地,提高钒含量促使(Mo,V)C 的 析出量增加,如在 650 益 时,1 #钢中(Mo,V) C 摩尔 分数为 3郾 0 伊 10 - 3 ,而 3 #钢中为 1郾 6 伊 10 - 2 . 而对于 M23C6和 M7C3 ,随着钒含量增加,其总量降低,如 1 # 钢中 M23C6和 M7C3的总析出量在 650 益 时为 4郾 9 伊 图 4 实验钢在 400 ~ 1200 益时的平衡相图. (a)1 #钢;(b)2 #钢;(c)3 #钢 Fig. 4 Equilibrium phase diagrams of tested steels at 400鄄鄄1200 益 : (a) steel 1 # ; (b) steel 2 # ; (c) steel 3 # 10 - 2 ,2 #钢中为 2郾 8 伊 10 - 2 ,3 #钢中为 1郾 2 伊 10 - 2 . 故 增加钒含量促进 V(C,N) 和(Mo,V) C 析出,抑制 M23C6和 M7C3的生成. 从平衡相图中可以看出,实验钢中淬火态析出 相主要为 V(C,N),其他碳化物都已溶解,提高淬火 温度促使更多 V 及 C 元素溶解到基体中. 通过 Thermo鄄鄄Calc 软件对实验钢在 850 ~ 950 益时奥氏体 中固溶钒含量进行了计算,如图 5 所示. 随着温度 升高,1 #钢中固溶钒含量平缓增加,而 2 #钢和 3 #钢 都急剧增加,其中 3 #钢变化更大. 如对于 1 #钢,温度 从 880 益 升 到 940 益 时, 固 溶 钒 的 质 量 分 数 从 0郾 075% 增至 0郾 096% ,仅提高 0郾 021% ;而对于 2 #钢 和 3 #钢,从 880 益升到 940 益时,固溶钒的质量分数 分别提高 0郾 090% 和 0郾 105% . 因此在较高的淬火 温度时,2 #钢和 3 #钢中奥氏体固溶大量钒元素,从而 在回火过程析出大量的(Mo,V)C,起到显著的强化 效果. ·71·

.72. 工程科学学报，第40卷，第1期 0.30 表明M,C6中存在一定的Mo.Mo和V的碳化物主 0.25 要为高温析出的MX和回火时析出的(Mo,V)C.从 图7(c)中可看出，(Mo,V)C中Mo含量较高，其形 0.20 3 状为细长条状，长度为10~20nm.高温析出的MX 0.15 中Mo含量较少，其形状为圆形，尺寸为10~100m. 由于不同的析出相的尺寸相差较大，因此对大 0.10 尺寸与小尺寸碳化物分别进行研究.从前文可知， 0.05 各种析出相中C的碳化物尺寸较大，形状也不规 则：回火析出的(Mo,V)C尺寸最小，而高温析出的 850 900 950 温度℃ V(C,N)尺寸介于两者之间.从图8(a)中可以看 出，1"钢中存在大量块状和细长条状的碳化物，这些 图5实验钢奥氏体中固溶V的含量.(a)1#钢：(b)2钢： (c)3*钢 碳化物尺寸较大且聚集分布，会对实验钢的韧性造 Fig.5 Concentration of V in austenite of tested steels:(a)steel 1*; 成危害.增加钒含量减少了长条状及块状碳化物含 (b)stcel 2=;(c)steel 3 量，而圆形及椭圆形碳化物比例增加.这表明MC6 和M,C的析出被抑制，而V(C,N)含量增加，这与 2.2.2V含量对析出相演变规律的影响 前文热力学计算的结果相对应.钢中大尺寸碳化物 为了研究析出相变化对实验钢强韧性的影响， 含量随钒含量提高明显减少，同时高温析出的 对三种实验钢900℃淬回火态析出相的形貌及分布 V(C,N)分布相对弥散，故由大尺寸碳化物对韧性 进行了观察，如图6所示.对于1"钢，在原奥氏体晶 造成的危害降低 界及板条间存在大量析出相，析出相主要为块状及 三种实验900℃淬回火态小尺寸析出相的形貌 细长条状.大尺寸碳化物数量随钒含量增加逐渐减 如图9所示.可以看出，1"钢仅存在少量细长条状 小，如3钢中晶界及板条间仅存在少量碳化物，块 的(Mo,V)C.与1钢相比，2钢中(Mo,V)C量明显 状及细长条状碳化物数量明显降低. 增加.而3钢中(Mo,V)C量与2钢相比有一定提 为了进一步对实验钢中碳化物种类、形貌及分 高，但变化程度相对较小.这些碳化物呈聚集状分 布进行研究，采用碳复型和透射电镜对析出相进行 布，在一定区域内大量存在.这可能是基体中钒含 观察.1"钢900℃淬回火态析出相形貌、衍射标定及 量分布不均匀导致的21)，回火过程中形成的(Mo, 能谱分析如图7所示.其中MCs和M,C,为Cr的 V)C相优先在富钒局域形核长大，故这些区域内存 碳化物.M2C6相为不规则块状，尺寸通常为50~ 在大量碳化物.提高钒含量使(Mo,V)C含量增加， 200nm(图7(a));M,C3相为细长线状，其长度通常 这与热力学计算结果相对应 为50~500nm(图7(b)).在含Cr较高的钢中，Ma 2.3V含量对力学性能的影响 C6的稳定性强于M,C,[1).而在Cr含量较低时，M3 三种实验钢在不同淬火温度下淬回火态试样的 C,通常为亚稳相，在回火保温过程中逐渐被M,C,取 力学性能如图10所示.当V质量分数从0.1%升到 代，但较高的Mo含量能提高MaC,的稳定性，在较 0.31%时，实验钢强度迅速提高；而V质量分数从 低的Cr含量时能稳定存在20).1"钢中有质量分数 0.3%升到0.5%时，实验钢强度增加幅度则相对较 0.8%的Mo,故可观察到M2C,存在，且能谱结果也 小.这与实验钢在奥氏体化过程中固溶合金含量有 a b (c) 2 um 2山m 2 um 图6900℃淬火650℃回火后实验钢析出相的形貌图.(a)1“钢：(b)2*钢：(c)3*钢 Fig.6 SEM micrographs of precipitates in the tested steels after being quenched at 900C and tempered at 650C:(a)steel 1*;(b)steel 2;(c) steel 3*

工程科学学报,第 40 卷,第 1 期 图 5 实验钢奥氏体中固溶 V 的含量. ( a) 1 # 钢; ( b) 2 # 钢; (c)3 #钢 Fig. 5 Concentration of V in austenite of tested steels: (a) steel 1 # ; (b) steel 2 # ; (c) steel 3 # 2郾 2郾 2 V 含量对析出相演变规律的影响 为了研究析出相变化对实验钢强韧性的影响, 对三种实验钢 900 益淬回火态析出相的形貌及分布 进行了观察,如图 6 所示. 对于 1 #钢,在原奥氏体晶 界及板条间存在大量析出相,析出相主要为块状及 细长条状. 大尺寸碳化物数量随钒含量增加逐渐减 小,如 3 #钢中晶界及板条间仅存在少量碳化物,块 状及细长条状碳化物数量明显降低. 图 6 900 益淬火 650 益回火后实验钢析出相的形貌图. (a)1 #钢;(b)2 #钢;(c)3 #钢 Fig. 6 SEM micrographs of precipitates in the tested steels after being quenched at 900 益 and tempered at 650 益 : (a) steel 1 # ; (b) steel 2 # ; (c) steel 3 # 为了进一步对实验钢中碳化物种类、形貌及分 布进行研究,采用碳复型和透射电镜对析出相进行 观察. 1 #钢 900 益淬回火态析出相形貌、衍射标定及 能谱分析如图 7 所示. 其中 M23 C6和 M7 C3为 Cr 的 碳化物. M23C6 相为不规则块状,尺寸通常为 50 ~ 200 nm(图 7(a));M7C3相为细长线状,其长度通常 为 50 ~ 500 nm(图 7(b)). 在含 Cr 较高的钢中,M23 C6的稳定性强于 M7C3 [19] . 而在 Cr 含量较低时,M23 C6通常为亚稳相,在回火保温过程中逐渐被 M7C3取 代,但较高的 Mo 含量能提高 M23 C6的稳定性,在较 低的 Cr 含量时能稳定存在[20] . 1 #钢中有质量分数 0郾 8% 的 Mo,故可观察到 M23C6存在,且能谱结果也 表明 M23C6中存在一定的 Mo. Mo 和 V 的碳化物主 要为高温析出的 MX 和回火时析出的(Mo,V)C. 从 图 7(c)中可看出,(Mo,V)C 中 Mo 含量较高,其形 状为细长条状,长度为 10 ~ 20 nm. 高温析出的 MX 中 Mo 含量较少,其形状为圆形,尺寸为10 ~100 nm. 由于不同的析出相的尺寸相差较大,因此对大 尺寸与小尺寸碳化物分别进行研究. 从前文可知, 各种析出相中 Cr 的碳化物尺寸较大,形状也不规 则;回火析出的(Mo,V)C 尺寸最小,而高温析出的 V(C,N) 尺寸介于两者之间. 从图 8 ( a) 中可以看 出,1 #钢中存在大量块状和细长条状的碳化物,这些 碳化物尺寸较大且聚集分布,会对实验钢的韧性造 成危害. 增加钒含量减少了长条状及块状碳化物含 量,而圆形及椭圆形碳化物比例增加. 这表明 M23C6 和 M7C3的析出被抑制,而 V(C,N)含量增加,这与 前文热力学计算的结果相对应. 钢中大尺寸碳化物 含量随钒含量提高明显减少, 同时高温析出的 V(C,N)分布相对弥散,故由大尺寸碳化物对韧性 造成的危害降低. 三种实验 900 益淬回火态小尺寸析出相的形貌 如图 9 所示. 可以看出,1 #钢仅存在少量细长条状 的(Mo,V)C. 与 1 #钢相比,2 #钢中(Mo,V)C 量明显 增加. 而 3 #钢中(Mo,V)C 量与 2 #钢相比有一定提 高,但变化程度相对较小. 这些碳化物呈聚集状分 布,在一定区域内大量存在. 这可能是基体中钒含 量分布不均匀导致的[21] ,回火过程中形成的(Mo, V)C 相优先在富钒局域形核长大,故这些区域内存 在大量碳化物. 提高钒含量使(Mo,V)C 含量增加, 这与热力学计算结果相对应. 2郾 3 V 含量对力学性能的影响 三种实验钢在不同淬火温度下淬回火态试样的 力学性能如图10 所示. 当 V 质量分数从0郾 1% 升到 0郾 31% 时,实验钢强度迅速提高;而 V 质量分数从 0郾 3% 升到 0郾 5% 时,实验钢强度增加幅度则相对较 小. 这与实验钢在奥氏体化过程中固溶合金含量有 ·72·

吴。丹等：钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 73· 31 5 4242 149M.C. 四亚 100nm 5 10 15 能量keV 122 ●45M,C 100nm 10 15 能量kcV 1 2 可 令 20 nm 5 能量keV 能量keV 图7900℃淬火650℃回火后1钢析出相的形貌、衍射标定及能谱分析.(a)M2C6:(b)M,C3:(c)MX及(Mo,V)C Fig.7 TEM micrographs,diffraction pattems,and EDS analysis of precipitates in steel 1 after being quenched at 900C and tempered at 650C: (a)M2C;(b)MC3 (e)MX and (Mo.V)C (a) 500nm 500nm 500nm 图8900℃淬火650℃回火后大尺寸析出相的透射电镜图.(a)1钢：(b)2钢：(c)3*钢 Fig.8 TEM micrographs of large size precipitates in tested steels after being quenched at 900C and tempered at 650C:(a)steell;(b)steel2; (c)steel3 关.如在900℃奥氏体化时，与1"钢(0.1%V)相比， 能显著细化实验钢晶粒（图3和图4）.由于细晶强 2钢(0.31%V)中固溶钒质量分数提高0.053%（图 化和析出强化的共同作用，实验钢强度显著提高 6),而(Mo,V)C含量也明显增多（图10(b)),故2 硬度是影响制动盘耐磨性的重要因素.从图10(c) 钢屈服强度提高约150MPa.而钒含量从0.31%升 可知，实验钢洛氏硬度随钒含量增加而提高，同时 到0.49%时，固溶钒含量提高0.025%，故3钢中 2"、3"钢与1钢硬度差值随淬火温度增加不断增大， (Mo,V)C含量与2"钢相比增加幅度较小（图10 这与强度的变化规律相类似.提高钒含量能显著提 (b)和（©）)，屈服强度略微提高.此外，提高钒含量 高实验钢硬度，进而增强其耐磨性

吴 丹等: 钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 图 7 900 益淬火 650 益回火后 1 #钢析出相的形貌、衍射标定及能谱分析. (a)M23C6 ;(b)M7C3 ;(c)MX 及(Mo,V)C Fig. 7 TEM micrographs, diffraction patterns, and EDS analysis of precipitates in steel 1 # after being quenched at 900 益 and tempered at 650 益 : (a) M23C6 ; (b) M7C3 ; (c) MX and (Mo,V)C 图 8 900 益淬火 650 益回火后大尺寸析出相的透射电镜图. (a)1 #钢;(b)2 #钢;(c)3 #钢 Fig. 8 TEM micrographs of large size precipitates in tested steels after being quenched at 900 益 and tempered at 650 益 : (a) steel1 # ; (b) steel 2 # ; (c) steel 3 # 关. 如在 900 益奥氏体化时,与 1 #钢(0郾 1% V)相比, 2 #钢(0郾 31% V)中固溶钒质量分数提高 0郾 053% (图 6),而(Mo,V)C 含量也明显增多(图 10(b)),故 2 # 钢屈服强度提高约 150 MPa. 而钒含量从 0郾 31% 升 到 0郾 49% 时,固溶钒含量提高 0郾 025% ,故 3 # 钢中 (Mo,V) C 含量与 2 # 钢相比增加幅度较小(图 10 (b)和(c)),屈服强度略微提高. 此外,提高钒含量 能显著细化实验钢晶粒(图 3 和图 4). 由于细晶强 化和析出强化的共同作用,实验钢强度显著提高. 硬度是影响制动盘耐磨性的重要因素. 从图 10(c) 可知,实验钢洛氏硬度随钒含量增加而提高,同时 2 # 、3 #钢与 1 #钢硬度差值随淬火温度增加不断增大, 这与强度的变化规律相类似. 提高钒含量能显著提 高实验钢硬度,进而增强其耐磨性. ·73·

74· 工程科学学报，第40卷，第1期 50 nm 50nm 50m 图9900℃淬火650℃回火后小尺寸析出相的透射电镜图.(a)1钢：(b)2钢：(c)3钢 Fig.9 TEM micrographs of small size precipitates in the tested steels after being quenched at 900C and tempered at 650C:(a)steel1;(b)steel 2%;(c)steel 3* 1300 1300 ■-1 b) 25 2 1200 k-3# 1100 国 1000 1000 900 880 900 920 940 880 900 920 940 淬火温度℃ 淬火温度℃ 40r 200 一8-18 e (d 2 38 3* 150 36 ▣-1 100 2 34 3 32 50 880 900 920 940 880 900 920 940 淬火温度/℃ 淬火温度℃ 图10实验钢的力学性能.(a)抗拉强度：(b)屈服强度：(c)洛氏硬度：(d)冲击功 Fig.10 Mechanical properties of tested steels:(a)tensile strength;(b)yield strength;(e)Rockwell hardness;(d)impact energy 淬火温度为880~900℃时，2"钢和3钢的强度 3结论 较1钢提升明显，但冲击功却与1"钢差别不大，其 中3钢在880℃反而要大于1钢.这一方面与晶粒 本文研究了不同淬火温度时V含量对制动盘 细化有关，强韧性同时提高.另一方面也与钢中析 钢组织及力学性能的影响，并通过扫描电镜、碳复 出相演变有关.虽然增加钒含量使(Mo,V)C含量 型、透射电镜等方法研究了V含量变化对不同种类 增加，对实验钢韧性有所损伤.但由于M2C。和 碳化物析出行为的影响，得出以下结论： M,C,的析出被抑制，钢中大尺寸碳化物含量明显减 (1)热力学计算结果表明，实验钢淬火过程中 少，而均匀分布的V(C,N)比例增加，故大尺寸碳化 析出相主要为V(C,N).提高钒含量促进V(C,N) 物对韧性造成的危害降低，弥补了(Mo,V)C析出对 相的析出，有效抑制原奥氏体晶粒长大，回火马氏体 韧性的损害.淬火温度提高到920~940℃时，2钢 组织明显细化，起到细晶强化的效果 及3钢固溶钒含量急剧提高（图6），(Mo,V)C的 (2)热力学计算和透射电镜结果表明，实验钢 析出量显著增加，因此2"钢及3钢强度增加，但冲 淬回火态下析出相主要为V(C,N)、(Mo,V)C、MC6 击功明显下降.此外，当淬火温度较高时，奥氏体晶 和M,C,其中M2C6和M,C3尺寸较大且不规则.随 粒快速长大，进而使马氏体尺寸增大，降低实验钢韧 着钒含量增加，大尺寸M3C6和M,C3的析出被抑 性.提高淬火温度能增加实验钢的强度，但其冲击 制，对实验钢韧性损害降低：而小尺寸(Mo,V)C含 功明显降低，故实验钢淬火温度不应高于900℃. 量明显增加，析出强化效果增强

工程科学学报,第 40 卷,第 1 期 图 9 900 益淬火 650 益回火后小尺寸析出相的透射电镜图. (a)1 #钢;(b)2 #钢;(c)3 #钢 Fig. 9 TEM micrographs of small size precipitates in the tested steels after being quenched at 900 益 and tempered at 650 益 : (a) steel 1 # ; (b) steel 2 # ; (c) steel 3 # 图 10 实验钢的力学性能. (a)抗拉强度;(b)屈服强度;(c)洛氏硬度;(d)冲击功 Fig. 10 Mechanical properties of tested steels:(a) tensile strength; (b) yield strength; (c) Rockwell hardness; (d) impact energy 淬火温度为 880 ~ 900 益时,2 #钢和 3 #钢的强度 较 1 #钢提升明显,但冲击功却与 1 #钢差别不大,其 中 3 #钢在 880 益反而要大于 1 #钢. 这一方面与晶粒 细化有关,强韧性同时提高. 另一方面也与钢中析 出相演变有关. 虽然增加钒含量使(Mo,V) C 含量 增加,对实验钢韧性有所损伤. 但由于 M23 C6 和 M7C3的析出被抑制,钢中大尺寸碳化物含量明显减 少,而均匀分布的 V(C,N)比例增加,故大尺寸碳化 物对韧性造成的危害降低,弥补了(Mo,V)C 析出对 韧性的损害. 淬火温度提高到 920 ~ 940 益 时,2 #钢 及 3 #钢固溶钒含量急剧提高(图 6), (Mo,V) C 的 析出量显著增加,因此 2 #钢及 3 #钢强度增加,但冲 击功明显下降. 此外,当淬火温度较高时,奥氏体晶 粒快速长大,进而使马氏体尺寸增大,降低实验钢韧 性. 提高淬火温度能增加实验钢的强度,但其冲击 功明显降低,故实验钢淬火温度不应高于 900 益 . 3 结论 本文研究了不同淬火温度时 V 含量对制动盘 钢组织及力学性能的影响,并通过扫描电镜、碳复 型、透射电镜等方法研究了 V 含量变化对不同种类 碳化物析出行为的影响,得出以下结论: (1)热力学计算结果表明,实验钢淬火过程中 析出相主要为 V(C,N). 提高钒含量促进 V(C,N) 相的析出,有效抑制原奥氏体晶粒长大,回火马氏体 组织明显细化,起到细晶强化的效果. (2)热力学计算和透射电镜结果表明,实验钢 淬回火态下析出相主要为 V(C,N)、(Mo,V)C、M23C6 和 M7C3 ,其中 M23C6和 M7C3尺寸较大且不规则. 随 着钒含量增加,大尺寸 M23 C6 和 M7 C3 的析出被抑 制,对实验钢韧性损害降低;而小尺寸(Mo,V)C 含 量明显增加,析出强化效果增强. ·74·

吴丹等：钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 .75. (3)提高钒含量增强了细晶强化和析出强化效 finement and precipitation strengthening applied in high speed 果，实验钢强度及硬度显著提高.淬火温度为880~ wire rod containing vanadium.Mater Sci Eng A,2014,592:102 900℃时，增加钒含量细化马氏体，同时减少大尺寸 [11]Fu LM,Wang HR,Wang W,et al.Austenite grain growth pre- diction coupling with drag and pinning effects in low carbon Nb 碳化物含量，弥补了析出强化对韧性的损害，故冲击 microalloyed steels.Mater Sci Technol,2011,27(6):996 功变化不大.当淬火温度为920~940℃时，增加钒 [12]Liu Q C,Yong Q L,Zheng Z W.Effect of vanadium on micro- 含量使固溶钒含量急剧提高，回火析出(Mo,V)C含 structure and high temperature properties of fire-resistant steels. 量增加，实验钢强度提高，但冲击功明显下降.故实 Iron Steel,.2016,51(7):76 验钢淬火温度不应超过900℃. (刘庆春，雍岐龙，郑之旺.钒对耐火钢显微组织及高温性 能的影响.钢铁，2016,51(7)：76) [13]Nafisi S,Amirkhiz BS,Fazeli F,et al.Effect of vanadium addi- 参考文献 tion on the strength of API X100 linepipe steel.IS//Int,2016, [1]Yang Z Y,Han J M,Li W J,et al.Analyzing the mechanisms of 56(1):154 fatigue crack initiation and propagation in CRH EMU brake discs. [14]Gwon H,Kim JK,Shin S,et al.The effect of vanadium micro- Eng Fail Anal,2013,34:121 alloying on the microstructure and the tensile behavior of TWIP [2]Li Z Q,Han J M,Yang Z Y,et al.Analyzing the mechanisms of steel.Mater Sci Eng A,2017,696:416 thermal fatigue and phase change of steel used in brake discs.Eng [15]Oh D.Han K.Hong S,et al.Effects of alloying elements on the Fail Anal,2015,57:202 thermal fatigue properties of the 15wt%Cr ferritic stainless steel [3]Li Z Q,Han J M,Yang Z Y,et al.The effect of braking energy weld HAZ.Mater Sci Eng A,2012,555:44 on the fatigue crack propagation in railway brake discs.Eng Fail [16]Harada N,Takuma M,Tsujikawa M,et al.Effects of V addition Anal,2014.44:272 on improvement of heat shock resistance and wear resistance of [4]Degallaix G.Dufrenoy P,Wong J,et al.Failure mechanisms of Ni-Cr-Mo cast steel brake disc.Wear,2013,302(1-2):1444 TGV brake discs.Key Eng Mater,2007,345-346:697 [17]Prawoto Y,Jasmawati N,Sumeru K.Effect of prior austenite [5]Wu S C.Zhang S Q,Xu Z W.Thermal crack growth-based fa- grain size on the morphology and mechanical properties of mar tigue life prediction due to braking for a high-speed railway brake tensite in medium carbon steel.J Mater Sci Technol,2012,28 disc.Int J Fatigue,2016,87:359 (5):461 [6]Li Z Q,Han J M,Li W J,et al.Low cycle fatigue behavior of Cr- [18]Hu RR,Cai Q W,Wu H B,et al.Heat treatment influence on Mo-V low alloy steel used for railway brake discs.Mater Des,2014, the microstructure and mechanical properties of NM500 wear re 56:146 sistant steel.J Unig Sci Technol Beijing,2013,35(8):1015 [7]Ju J.Fu HG.Fu D M,et al.Effects of Cr and V additions on the (胡日荣，蔡庆伍，武会宾，等.热处理工艺对NM500耐磨 microstructure and properties of high-vanadium wear-resistant alloy 钢组织和力学性能的影响.北京科技大学学报.2013,35 steel.Ironmaking Steelmaking,2016:1 (8):1015) [8]Mejia I,Salas-Reyes A E,Bedolla-Jacuinde A,et al.Effect of [19]Asadabad M A,Kheirandish S,Novinrooz A J.Microstructural Nb and Mo on the hot ductility behavior of a high-manganese aus- and mechanical behavior of 4.5Cr-2W-0.25V-0.1C steel.Ma- tenitic Fe-21Mn-1.3Al-1.5Si-0.5C TWIP steel.Mater Sci Eng ter Sei Eng A,2010,527(6):1612 A,2014,616:229 [20]Janovee J,Vyrostkova A,Svoboda M.Influence of tempering [9]Yuan X Y,Zhao Y.Chen L Q.Effect of Cr content on high-tem- temperature on stability of carbide phases in 2.6Cr-0.7Mo-0.3V perature oxidation behavior of high-manganese austenitic TWIP steel with various carbon content.Metall Mater Trans A,1994, steel.J Northeast Univ Nat Sci,2016,37(2):184 25(2):267 (袁晓云，赵阳，陈礼清.C含量对高锰奥氏体TWP钢高温 [21]Michaud P,Delagnes D,Lamesle P,et al.The effect of the ad- 氧化行为的影响.东北大学学报（自然科学版），2016,37 dition of alloying elements on carbide precipitation and mechani- (2):184) cal properties in 5%chromium martensitic steels.Acta Mater, [10]Wu D Y,Xiao F R,Wang B,et al.Investigation on grain re- 2007,55(14):4877

吴 丹等: 钒对高铁制动盘钢中碳化物析出及力学性能的影响 (3)提高钒含量增强了细晶强化和析出强化效 果,实验钢强度及硬度显著提高. 淬火温度为 880 ~ 900 益 时,增加钒含量细化马氏体,同时减少大尺寸 碳化物含量,弥补了析出强化对韧性的损害,故冲击 功变化不大. 当淬火温度为 920 ~ 940 益 时,增加钒 含量使固溶钒含量急剧提高,回火析出(Mo,V)C 含 量增加,实验钢强度提高,但冲击功明显下降. 故实 验钢淬火温度不应超过 900 益 . 参 考 文 献 [1] Yang Z Y, Han J M, Li W J, et al. Analyzing the mechanisms of fatigue crack initiation and propagation in CRH EMU brake discs. Eng Fail Anal, 2013, 34: 121 [2] Li Z Q, Han J M, Yang Z Y, et al. Analyzing the mechanisms of thermal fatigue and phase change of steel used in brake discs. Eng Fail Anal, 2015, 57: 202 [3] Li Z Q, Han J M, Yang Z Y, et al. The effect of braking energy on the fatigue crack propagation in railway brake discs. Eng Fail Anal, 2014, 44: 272 [4] Degallaix G, Dufr佴noy P, Wong J, et al. Failure mechanisms of TGV brake discs. Key Eng Mater, 2007, 345鄄346: 697 [5] Wu S C, Zhang S Q, Xu Z W. Thermal crack growth鄄based fa鄄 tigue life prediction due to braking for a high鄄speed railway brake disc. Int J Fatigue, 2016, 87: 359 [6] Li Z Q, Han J M, Li W J, et al. Low cycle fatigue behavior of Cr鄄鄄 Mo鄄鄄V low alloy steel used for railway brake discs. Mater Des, 2014, 56: 146 [7] Ju J, Fu H G, Fu D M, et al. Effects of Cr and V additions on the microstructure and properties of high鄄vanadium wear鄄resistant alloy steel. Ironmaking Steelmaking, 2016: 1 [8] Mej侏a I, Salas鄄Reyes A E, Bedolla鄄Jacuinde A, et al. Effect of Nb and Mo on the hot ductility behavior of a high鄄manganese aus鄄 tenitic Fe鄄鄄21Mn鄄鄄1郾 3Al鄄鄄1郾 5Si鄄鄄0郾 5C TWIP steel. Mater Sci Eng A, 2014, 616: 229 [9] Yuan X Y, Zhao Y, Chen L Q. Effect of Cr content on high鄄tem鄄 perature oxidation behavior of high鄄manganese austenitic TWIP steel. J Northeast Univ Nat Sci, 2016, 37(2): 184 (袁晓云, 赵阳, 陈礼清. Cr 含量对高锰奥氏体 TWIP 钢高温 氧化行为的影响. 东北大学学报( 自然科学版), 2016, 37 (2): 184) [10] Wu D Y, Xiao F R, Wang B, et al. Investigation on grain re鄄 finement and precipitation strengthening applied in high speed wire rod containing vanadium. Mater Sci Eng A, 2014, 592: 102 [11] Fu L M, Wang H R, Wang W, et al. Austenite grain growth pre鄄 diction coupling with drag and pinning effects in low carbon Nb microalloyed steels. Mater Sci Technol, 2011, 27(6): 996 [12] Liu Q C, Yong Q L, Zheng Z W. Effect of vanadium on micro鄄 structure and high temperature properties of fire鄄resistant steels. Iron Steel, 2016, 51(7): 76 (刘庆春, 雍岐龙, 郑之旺. 钒对耐火钢显微组织及高温性 能的影响. 钢铁, 2016, 51(7): 76) [13] Nafisi S, Amirkhiz B S, Fazeli F, et al. Effect of vanadium addi鄄 tion on the strength of API X100 linepipe steel. ISIJ Int, 2016, 56(1): 154 [14] Gwon H, Kim J K, Shin S, et al. The effect of vanadium micro鄄 alloying on the microstructure and the tensile behavior of TWIP steel. Mater Sci Eng A, 2017, 696: 416 [15] Oh D, Han K, Hong S, et al. Effects of alloying elements on the thermal fatigue properties of the 15wt% Cr ferritic stainless steel weld HAZ. Mater Sci Eng A, 2012, 555: 44 [16] Harada N, Takuma M, Tsujikawa M, et al. Effects of V addition on improvement of heat shock resistance and wear resistance of Ni鄄鄄Cr鄄鄄Mo cast steel brake disc. Wear, 2013, 302(1鄄2): 1444 [17] Prawoto Y, Jasmawati N, Sumeru K. Effect of prior austenite grain size on the morphology and mechanical properties of mar鄄 tensite in medium carbon steel. J Mater Sci Technol, 2012, 28 (5): 461 [18] Hu R R, Cai Q W, Wu H B, et al. Heat treatment influence on the microstructure and mechanical properties of NM500 wear re鄄 sistant steel. J Univ Sci Technol Beijing, 2013, 35(8): 1015 (胡日荣, 蔡庆伍, 武会宾, 等. 热处理工艺对 NM500 耐磨 钢组织和力学性能的影响. 北京科技大学学报, 2013, 35 (8): 1015) [19] Asadabad M A, Kheirandish S, Novinrooz A J. Microstructural and mechanical behavior of 4郾 5Cr鄄鄄2W鄄鄄0郾 25V鄄鄄0郾 1C steel. Ma鄄 ter Sci Eng A, 2010, 527(6): 1612 [20] Janovec J, Vyrostkova A, Svoboda M. Influence of tempering temperature on stability of carbide phases in 2郾 6Cr鄄鄄0郾 7Mo鄄鄄0郾 3V steel with various carbon content. Metall Mater Trans A, 1994, 25(2): 267 [21] Michaud P, Delagnes D, Lamesle P, et al. The effect of the ad鄄 dition of alloying elements on carbide precipitation and mechani鄄 cal properties in 5% chromium martensitic steels. Acta Mater, 2007, 55(14): 4877 ·75·