CN103352170B - 合金锻钢及其生产方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种合金锻钢及其生产方法，生产方法包括以下各步骤：合金熔炼，合金的组分及其质量百分比为：碳0.24%～0.31%、硅0.20%～0.50%、锰0.50%～0.90%、铬1.10%～1.50%、钼0.50%～0.89%、钒0.20%～0.40%、磷小于等于0.015%、硫小于等于0.012%，余量为铁和不可避免的杂质；浇注钢锭；扩散退火，将钢锭升温，保温，炉冷，接着出炉空冷；毛坯锻造；锻后退火，将毛坯升温，保温,炉冷，接着出炉空冷；热处理，先淬火再回火。本发明的合金锻钢的生产方法相对简单，能生产出常温状态和高温状态综合力学性能优良，且热传导系数较高的合金锻钢。
Description
技术领域
本发明涉及一种锻钢以及该锻钢的生产工艺，尤其是一种用于高速列车制动盘的合金锻钢的化学成分和热处理方法。
背景技术
制动盘是动车组制动系统的重要部件，尤其是250Km/h及更高速的动车组，制动盘的质量性能直接影响着动车组的各项性能指标，而对于制动盘质量性能影响最大的是制动盘所使用的合金锻钢材料的各项力学性能指标。由于制动盘在制动过程中会产生大量的摩擦热，使得盘体温度上升（摩擦盘表面温度可达500℃以上），制动盘在运行中承受着交变的热应力作用，因此制动盘的材料必须具备较高的热疲劳强度和良好的热传导能力，并且在较高的温度下其组织和性能仍能够相对稳定。目前，国内现有高速列车锻钢制动盘用合金锻钢材料的不足之处主要有：
（1）现有合金锻钢的各成分匹配不尽合理，综合力学性能尤其是高温下的力学性能不是很理想。例如，中国专利文献CN1385628公开了一种用于高速列车制动盘的材料，为了满足高速列车制动盘材料性能的要求，添加了铬、镍、钼、钒等合金成分，添加铬和钼在增加材料强度的同时，却带来了材料塑性和韧性的明显降低；虽然添加镍对材料的低温塑性和韧性有一定的改善作用，但是添加镍会形成残余奥氏体，对材料在高温下的抗蠕变(长期在高温下受到应力，发生变形，称蠕变)性能非但没有促进作用，反而对材料的高温性能产生负面的影响。又例如，材料牌号为25Cr2Mo1VA的合金锻钢，在500℃时抗拉强度为837MPa，屈服强度为782MPa，抗拉强度的富余量不足（列车制动盘技术要求≥800MPa），屈服强度略低，安全性能难以保证。
（2）现有得合金锻钢的热传导系数较低。制动盘在制动过程中产生大量的摩擦热，需要迅速将热量进行传递，以减少制动盘的温升，现有合金锻钢的热传导系数较低，导热性能较差。例如材料牌号为25Cr2Mo1VA的合金锻钢，在500℃时热传导系数为13.9W/m·k。
（3）现有合金锻钢采用淬火加回火处理的热处理方法不尽合理，未能充分进一步地优化、提升材料的性能；导致所制得的制动盘容易产生变形和裂纹，影响制动盘的使用寿命。
因此，我国国内现有高速列车锻钢制动盘用合金锻钢主要依赖进口，价格昂贵，为满足我国高速铁路发展的需要，开发一种综合力学性能优良、制造容易，且性价比高的高速列车制动盘用材料显得尤为迫切。
发明内容
本发明的目的是提供一种常温状态和高温状态综合力学性能十分优良，且热传导系数较高的合金锻钢。
本发明的另一个目的是提供一种生产工艺相对简单，能生产出常温状态和高温状态综合力学性能优良，热传导系数较高的合金锻钢的生产方法。
本发明的再一个目的是提供一种常温状态和高温状态综合力学性能十分优良，且热传导系数较高的合金锻钢的应用。
实现本发明目的的技术方案是一种合金锻钢，合金的组分及其质量百分比为：碳0.24%～0.31%、硅0.20%～0.50%、锰0.50%～0.90%、铬1.10%～1.50%、钼0.50%～0.89%、钒0.20%～0.40%、磷小于等于0.015%、硫小于等于0.012%，余量为铁和不可避免的杂质。
上述技术方案的一种优选是：上述硅的质量百分比含量为0.20%～0.39%。
上述技术方案的一种优选是：上述锰的质量百分比含量为0.65%～0.90%，铬的质量百分比含量为1.11%～1.45%，钼的质量百分比含量为0.55%～0.85%，钒的质量百分比含量为0.20%～0.30%。
上述技术方案的一种进一步优选是：上述锰的质量百分比含量为0.72%～0.85%，铬的质量百分比含量为1.15%～1.40%，所述钼的质量百分比含量为0.66%～0.80%；钒的质量百分比含量为0.26%～0.30%。
上述技术方案的一种更进一步优选是：上述钼的质量百分比含量为0.70%～0.80%。
上述技术方案的另一种优选是：合金的组分中还包括钛、钨、铌中的一种或二种或三种；当合金的组分中包括钛时，钛的质量百分比含量小于等于0.01%；当合金的组分中包括钨时，钨的质量百分比含量小于等于0.01%；当合金的组分中包括铌时，铌的质量百分比含量小于等于0.01%。
上述技术方案的更进一步的优选是：合金的组分中还包括铝、氧、氢、氮中的一种或二种或三种或四种；当合金的组分中包括铝时，铝的质量百分比含量小于等于0.03%；当合金的组分中包括氧时，氧的质量百分比含量小于等于0.0025%；当合金的组分中包括氢时，氢的质量百分比含量小于等于0.0005%；当合金的组分中包括氮时，氮的质量百分比含量小于等于0.015%。
实现本发明另一个目的的技术方案是：上述合金锻钢的生产方法，包括以下步骤：
A.合金熔炼；
B.浇注钢锭；
C.扩散退火，将钢锭升温至1100℃～1120℃，在此温度下保温11～13小时，然后随炉冷却至550℃～650℃，接着出炉空冷；
D.毛坯锻造；
E.锻后退火，将毛坯升温至980℃～1000℃，在此温度下保温3～5小时，然后随炉冷却至600℃以下，接着出炉空冷；
F.热处理，先淬火再回火；先升温至970℃～990℃，在此温度下保温2～3小时，油淬；随后进行回火处理，升温至650～670℃，在此温度下保温3～4小时，空冷至常温。
上述扩散退火时，先将钢锭升温至650℃～800℃，在此温度下保温3～5小时，再升至1100℃～1120℃。
上述锻后退火时，先将毛坯升温至650℃～700℃，在此温度下保温2～3小时，再升至980℃～1000℃。
上述淬火时，先将毛坯升温至650℃～700℃，在此温度下保温2～3小时，再升至970℃～990℃，且升温速度为120℃～200℃/小时。
上述合金熔炼采用真空熔炼法和真空脱气法，合金熔炼温度为1600℃～1680℃，浇注钢锭的温度为1530℃～1560℃；所述毛坯锻造时，锻造比≥7，始锻温度为1160℃～1180℃，终锻温度为880℃～930℃。
实现本发明再一个目的的技术方案是：上述合金锻钢的应用是用于制造高速列车的制动盘。
本发明具有积极的效果：
（1）本发明按照合金钢强韧化原理，对锰、铬、钼、钒这几个合金元素以及碳、硅元素进行优化配比，不仅能够提高合金锻钢材料常温力学性能、高温力学性能及导热性能而且还能够避免因强度增加导致材料塑性和韧性明显下降的现象。同时，本发明的合金锻钢因没有添加镍、铜、钛、钴等合金元素，降低了该材料的生产成本，具有较高的性价比优势。
本发明的合金锻钢是一种新型Cr-Mo-V系合金锻钢，该合金锻钢在经过锻造、热处理后具有优异的力学性能，现从化学成分设计的角度将该合金锻钢的强韧化机理分析如下：
关于碳。通常，淬火钢的组织主要是马氏体和一定量的残余奥氏体，淬火钢的机械性能主要由马氏体所决定，马氏体的性能及其影响因素对淬火钢的性能变化有着重要的意义。马氏体的硬度随着碳含量的增加呈上升趋势，而当碳含量小于0.3%时，马氏体基本上属于板条状，板条马氏体具有相当高的强度、硬度和良好的塑性、韧性；当马氏体中碳含量大于0.4%以后，马氏体基本上属于片状马氏体，抗拉强度降低，而且碳含量愈高，抗拉强度愈低。为获得具有较高强度、塑性和韧性的板条马氏体，本发明的合金锻钢材料的碳含量选择在0.24%～0.31%之间，从而在淬火后可以获得板条马氏体，从而保证合金锻钢材料在具有较高的强度、硬度的同时，也具有较好的塑性和韧性，同时回火后获得的金相组织（保持马氏体位相的回火索氏体）也提高了钢的热传导系数。
关于铬。铬是耐热钢抗高温氧化的主要合金元素之一，由于它的熔点高，本身具有优异的抗蠕变性能，在低合金耐热钢中加入1%左右就能明显的提高钢的抗蠕变性能，并且铬在650℃以下具有较好的导热性能。当钢中铬含量超过1.5%时，不但不能改变低合金钢的高温强度，反而对它有不利影响。本发明的合金锻钢材料选择添加1.10%～1.50%的铬（优选1.15%～1.40%），从而提高合金锻钢抗高温氧化、抗蠕变性能和导热性能。
关于钼。钼的熔点高，又是强碳化物形成元素，并且具有很好的导热性能，当钼在合金钢中的含量达到0.5%时，将使合金钢在回火后因合金碳化物的弥散强化效果出现硬度增高即二次硬化。同时钼对钢的回火脆性有最为显著的抑制作用。本发明的的合金锻钢材料选择添加0.50%～0.89%的钼（优选0.66%～0.80%），从而提高合金钢回火后的硬度和导热性能，并避免钢的回火脆性。
关于钒。钼的熔点高，又是强碳化物形成元素，将使合金钢在回火后因合金碳化物的弥散强化效果出现硬度增高即二次硬化；同时钒对钢的回火脆性也有较好的抑制作用，并且具有较稳定的导热性能。一般来说，当钢中的钒含量在0.3%左右时，二次硬化效果较好。本发明的合金锻钢材料选择添加0.2%～0.4%的钒（优选0.26%～0.30%），从而提高合金钢回火后的硬度，并避免钢的回火脆性，同时使钢的导热性能保持稳定。
关于镍。镍不是碳化物形成元素，当合金钢中的镍和铬以适当比例配比时，将会增加钢的低温塑性和韧性。但添加镍将可能导致钢中的残余奥氏体含量增加，从而使得钢的脆性明显增大；同时镍属于致脆元素，在钢中存在磷元素的情况下，可能导致钢的回火脆性增大，并且镍对于钢的抗蠕变性能几乎没有影响。所以本发明的的合金锻钢材料没有添加镍。
关于硅。硅是钢的冶炼过程中必须加入的脱氧剂。硅属于致脆元素，其致脆作用小于镍，在钢中存在磷元素的情况下，可能导致钢的回火脆性增大。本发明的合金锻钢材料选择将添加0.2%～0.5%的硅(优选0.2%～0.39%)，从而在确保降低钢中氧含量的同时，避免钢的回火脆性。
综上所述，本发明的合金锻钢材料，选用了Cr-Mo-V系合金锻钢，优化了碳、硅、锰、铬、钼、钒等各组分的配比，在适合的热处理后获得了保持马氏体位相的回火索氏体，在回火过程中通过碳化物弥散强化，使得合金锻钢在具有较高抗氧化性和导热性能的同时，具有优良的硬度和强度，完全满足制动盘材料的性能要求。本发明在选择各组分及配比时，不仅考虑到提高合金锻钢的性能，也综合考虑到合金锻钢的经济性，具有很强的性价比优势。
（2）本发明通过对合金锻钢扩散退火工艺、锻后退火、热处理工艺进行了合理的控制，使得材料内部的晶粒更加细密均匀，从工艺上保证了该材料能够实现其优良的力学性能及较高的热传导系数，热传导系数在500℃时可以达到31.7W/m·k。一方面，本发明的合金锻钢的生产方法在扩散退火和锻后退火的冷却步骤中均采用了随炉冷却，尽量放慢冷速，通过扩散退火和锻后退火的慢速冷却确保材料的热应力能够得到缓慢的释放，并且避免了淬火组织的产生，方便该合金锻钢材料进行粗加工。
（3）本发明的合金锻钢的生产方法的热处理工艺为调质处理，并对调质处理的温度、升温速度、保温时间做了更加严格的控制，有利于得到组织细小均匀的索氏体组织，材料的抗拉强度、屈服强度及热传导系数得到进一步的提高；锻件变形和裂纹倾向较小。
（4）本发明的合金锻钢的生产方法的冶炼工序中采用了真空吹氧脱碳炉法和真空脱碳炉法，可以大幅度降低了氧、氢、氮气体含量和夹杂物含量，进一步提高了材料的力学性能。
综上所述，本发明通过合金成分优化，以及采用适合该种材料组分的冶炼及热处理生产工艺，获得了一种常温状态和高温状态综合力学性能十分优良，且热传导系数较高的合金锻钢。克服了现有锻钢材料在强度和塑、韧性方面不能兼顾的矛盾，同时还具有耐磨性能好、变形裂纹倾向小、冶炼方便、锻造容易、生产工艺简单、生产成本较低的优点。
本发明的合金锻钢的生产方法所生产的合金锻钢尤其适合用于高速列车制动盘的合金钢锻件，也可以用来锻造其他有相似力学性能要求的部件，如齿轮、缓冲器、车钩附件等。
附图说明
下面结合附图对本发明作进一步的说明。
图1为实施例1的合金锻钢钢锭扩散退火后的金相组织放大100倍时的图片。
图2为实施例1的合金锻钢钢锭扩散退火后的金相组织放大500倍时的图片。
图3为实施例1的合金锻钢热处理后的金相组织放大100倍时的图片。
图4为实施例1的合金锻钢热处理后的金相组织放大500倍时的图片。
图5为实施例1的淬火温度和合金锻钢抗拉强度、屈服强度的关系图。
图6为实施例1的淬火温度和合金锻钢的伸长率、断面收缩率的关系图。
图7为实施例1的淬火温度和合金锻钢的冲击韧性的关系图。
具体实施方式
（实施例1）
本实施例的合金锻钢的组分及其质量百分比为：碳0.3%、硅0.37%、锰0.74%、铬1.35%、钼0.70%、钒0.28%、磷0.010%、硫0.006%，余量为铁和不可避免的杂质。杂质中，铝的质量百分比含量为0.010%，氧的质量百分比含量为0.0015%，氢的质量百分比含量为0.0005%，氮的质量百分比含量为0.008%。
本实施例的合金锻钢的生产流程为：合金熔炼→浇注钢锭→钢锭扩散退火→钢锭开坯→坯料下料→加热→毛坯锻造→锻后退火→机械加工（粗加工）→调质→抛丸清理→探伤→机械加工（精加工）→成品入库。
本实施例的合金锻钢的生产方法，包括以下具体步骤：
A.合金熔炼，采用常规的钢包炉法、真空吹氧脱碳炉法和真空脱碳炉法精炼钢水。合金熔炼温度为1650℃。
B.浇注钢锭，浇注钢锭的温度为1550℃，钢锭为六角柱形。浇铸过程采取防氧化措施，控制氧含量，最大氧含量25×10-6。
C.扩散退火，将钢锭放入炉中，先升温至720℃，在此温度下保温4小时，再将炉中温度升至1120℃，在此温度下保温12小时，然后随炉冷却至600℃，接着将钢锭从炉中取出进行空冷。这样可以促使钢锭成分均匀化，降低钢锭硬度，为后续开坯和锻造做好组织和硬度准备，同时消除锻造过程中合金锻钢锻件或合金锻钢制动盘毛坯的裂纹倾向。按照GB/T226-1991和GB/T1979-2001进行低倍组织检查和评定，本实施例的合金锻钢材料酸浸低倍组织中，一般疏松<1级，中心疏松<1级，偏析<2级，没有肉眼可见的缩孔、白点、气泡、翻皮、裂纹等。按照GB/T10561-2005方法B检查Ⅱ区纯度，本实施例的合金锻钢材料夹杂物总和≤5级，其中A类≤2.5级，B类≤1.0级，C类≤1.0级，D类≤1.5级；按照GB/T6394-2002检查平均晶粒度。本实施例的合金锻钢材料经过930℃保温5小时后淬水，在放大100倍的情况下，奥氏体晶粒度≥8级。
D.毛坯锻造，锻造比≥7，始锻温度1180℃，终锻温度900℃。首先将钢锭两头去除，然后钢锭加热至锻造温度，将钢锭镦粗、拔长，反复两次镦、拔，再将钢锭加热至锻造温度后锻打至毛坯尺寸，锻后砂冷。
E.锻后退火，将锻后毛坯放入炉中，先升温至700℃，在此温度下保温3小时，再将炉中温度升至1000℃，在此温度下保温4小时，然后随炉冷却至600℃，接着将锻后毛坯从炉中取出进行空冷。
F.热处理，即对毛坯进行调质处理（淬火+回火）。淬火时，先将毛坯升温至680℃，在此温度下保温3小时，再升温至980℃，在此温度下保温3小时，然后进行油淬。淬火时的升温速度控制在150℃/小时，控制一定的升温速度，可以避免由于升温速度过快而引起热应力大，使得本实施例的合金锻钢毛坯产生变形和裂纹的危险。淬火后进行回火处理，将毛坯升温至660℃，在此温度下保温4小时，接着空冷至常温。调质处理可以得到组织细小均匀的索氏体组织，材料力学性能优异。
本实施例的合金锻钢钢锭的组织结构如图1和图2所示，为索氏体+铁素体。本实施例的合金锻钢钢锭热处理后的组织结构如图3和图4所示，为保持马氏体位相的回火索氏体。
本实施例的合金锻钢的常温力学性能、高温力学性能、金相组织、硬度和1∶1制动力试验结果如表1至表4所示：
表1实施例1的合金锻钢的常温力学性能
表2实施例1的合金锻钢的高温力学性能
表3实施例1的合金锻钢的金相组织和硬度
| 金相组织 | 硬度（HRC） |
| 保持马氏体位相的回火索氏体 | 41.5、42.0、41.5 |
表4实施例1的合金锻钢的1∶1制动力试验结果
本实施例的合金锻钢在970℃～1050℃范围内进行淬火热处理，淬火温度对合金锻钢的力学性能的影响如图5～7所示。随淬火温度的提高，合金锻钢的强度先降后升，而塑性变化不大，韧性呈明显下降趋势。
（实施例2）
本实施例的合金锻钢的组分及其质量百分比为：碳0.31%、硅0.32%、锰0.80%、铬1.35%、钼0.80%、钒0.30%、磷0.015%、硫0.012%、钛0.007%，余量为铁和不可避免的杂质。杂质中，铝的质量百分比含量为0.008%，氧的质量百分比含量为0.0022%，氢的质量百分比含量为0.0003%，氮的质量百分比含量为0.009%。钛的质量百分比含量为0.005%，钨的质量百分比含量为0.005%，铌的质量百分比含量为0.0012%。
本实施例的合金锻钢的生产流程与实施例1的基本相同，具体步骤的不同之处在于：
合金熔炼温度为1680℃，浇注钢锭的温度为1560℃。
扩散退火时，先升温至780℃，在此温度下保温5小时，再将炉中温度升至1110℃，在此温度下保温12小时，然后随炉冷却至600℃。
毛坯锻造时，锻造比等于8，始锻温度1160℃，终锻温度920℃。
锻后退火时，先升温至700℃，在此温度下保温2小时，再将炉中温度升至1000℃，在此温度下保温3小时，然后随炉冷却至600℃，接着将锻后毛坯从炉中取出进行空冷。
热处理时，先将毛坯升温至700℃，在此温度下保温3小时，再升温至970℃，在此温度下保温3小时，然后进行油淬，升温速度控制在200℃/小时。淬火后进行回火处理时，将毛坯升温至670℃，在此温度下保温3小时。
本实施例的合金锻钢的常温力学性能、高温力学性能、金相组织、硬度和1∶1制动力试验结果如表5至表8所示：
表5实施例2的合金锻钢的常温力学性能
表6实施例2的合金锻钢的高温力学性能
表7实施例2的合金锻钢的金相组织和硬度
| 金相组织 | 硬度（HRC） |
| 保持马氏体位相的回火索氏体 | 40.0、40.0、40.0 |
表8实施例2的合金锻钢的1∶1制动力试验结果
（实施例3）
本实施例的合金锻钢的组分及其质量百分比为：碳0.28%、硅0.32%、锰0.76%、铬1.15%、钼0.72%、钒0.30%、磷0.012%、硫0.007%、铌0.005%，余量为铁和不可避免的杂质。杂质中，铝的质量百分比含量为0.009%，氧的质量百分比含量为0.0019%，氢的质量百分比含量为0.0003%，氮的质量百分比含量为0.011%。钛的质量百分比含量为0.006%，钨的质量百分比含量为0.005%，铌的质量百分比含量为0.0015%。
本实施例的合金锻钢的生产流程与实施例1的基本相同，具体步骤的不同之处在于：
合金熔炼温度为1600℃，浇注钢锭的温度为1530℃。
扩散退火时，先升温至780℃，在此温度下保温5小时，再将炉中温度升至1100℃，在此温度下保温12小时，然后随炉冷却至600℃。
锻后退火时，先升温至650℃，在此温度下保温3小时，再将炉中温度升至980℃，在此温度下保温3小时，然后随炉冷却至550℃，接着将锻后毛坯从炉中取出进行空冷。
热处理时，先将毛坯升温至650℃，在此温度下保温3小时，再升温至960℃，在此温度下保温3小时，然后进行油淬，升温速度控制在120℃/小时。淬火后进行回火处理时，将毛坯升温至650℃，在此温度下保温4小时。
本实施例的合金锻钢钢锭的组织结构为索氏体+铁素体。本实施例的合金锻钢钢锭热处理后的组织结构为保持马氏体位相的回火索氏体。
本实施例的合金锻钢的常温力学性能、高温力学性能、金相组织、硬度和1∶1制动力试验结果如表9至表12所示：
表9实施例3的合金锻钢的力学强度
表10实施例3的合金锻钢的高温力学强度
表11实施例3的合金锻钢的金相组织和硬度
| 金相组织 | 硬度（HRC） |
| 保持马氏体位相的回火索氏体 | 40.0、41.0、41.5 |
表12实施例3的合金锻钢的1∶1制动力试验结果
（实施例4）
本实施例的合金锻钢的组分及其质量百分比为：碳0.27%、硅0.33%、锰0.73%、铬1.15%、钼0.74%、钒0.28%、磷0.010%、硫0.009%、钨0.008%，余量为铁和不可避免的杂质。杂质中，铝的质量百分比含量为0.009%，氧的质量百分比含量为0.0020%，氢的质量百分比含量为0.0003%，氮的质量百分比含量为0.012%。钛的质量百分比含量为0.006%，钨的质量百分比含量为0.004%，铌的质量百分比含量为0.0010%。
本实施例的合金锻钢的生产流程和具体步骤与实施例1的相同。
本实施例的合金锻钢的常温力学性能、高温力学性能、金相组织、硬度和1∶1制动力试验结果如表13至表16所示：
表13实施例4的合金锻钢的力学性能
表14实施例4的合金锻钢的高温力学性能
表15实施例4的合金锻钢的金相组织和硬度
| 金相组织 | 硬度（HRC） |
| 保持马氏体位相的回火索氏体 | 41.0、41.5、42.0 |
表16实施例4的合金锻钢的1∶1制动力试验结果
（对比例）
本对比例的合金锻钢的组分及其质量百分比为：碳0.25%、硅0.26%、锰0.6%、铬2.21%、钼0.98%、钒0.39%、磷0.011%、硫0.009%、镍0.15%，余量为铁和不可避免的杂质。其成分与实施例1的不同之处在于铬和钼的含量比较高，并且增加了镍。
本对比例的合金锻钢的生产流程与实施例1的基本相同，具体步骤的不同之处在于热处理工艺：
热处理时，淬火是直接将毛坯升温至1040℃，在此温度下保温2小时，空冷至常温。淬火后进行回火处理时，将毛坯升温至660℃，在此温度下保温6小时，空冷至常温。
上述对比例采取的热处理工艺是适合该对比例合金锻钢材料的最佳热处理工艺；在试验过程中该对比例合金锻钢材料也在980℃、1020℃和1060℃淬火（均采用660℃回火）的情况下分别进行了热处理，但是试验结果显示对比例的合金锻钢材料在其他温度淬火时的力学性能均明显小于1040℃淬火时的力学性能。
本对比例的合金锻钢的常温力学性能、金相组织和硬度、高温力学性能、热传导系数、冷热疲劳试验结果的对比如表17至表21所示。
表17实施例1与对比例的力学性能对比
| 力学性能指标 | Rm(Mpa) | Rp(Mpa) | A(%) | Z(%) |
| 实施例1 | 1240 | 1130 | 15 | 54 |
| 对比例 | 1100 | 1000 | 16.6 | 64 |
从表17中可以看出，实施例1的合金锻钢通过对各种合金元素的科学、合理配比，所制得的合金锻钢材料的力学性能优于对比例。具体说来，本发明优选实施例的合金锻钢的抗拉强度、屈服强度均明显高于对比例。
表18实施例1与对比例的金相组织、硬度对比
| 金相组织 | 硬度值（HRC） | |
| 实施例1 | 保持马氏体位相的回火索氏体 | 41 |
| 对比例 | 回火索氏体 | 38 |
从表18中可以看出，实施例1的合金锻钢通过对各种合金元素的科学、合理配比，所制得的合金锻钢材料的金相组织、硬度均优于对比例。实施例1的合金锻钢的金相组织为保持马氏体位相的回火索氏体与对比例相比具有更高的强度、硬度和良好的塑性、韧性。实施例1的硬度比对比例的硬度高表明实施例1具有更优良的耐磨性。
表19实施例1与对比例的高温力学性能对比
从表19中可以看出，实施例1的合金锻钢通过对各种合金元素的科学、合理配比，所制得的合金锻钢材料的高温力学性能优于对比例。具体说来，本发明优选实施例的合金锻钢的在各测试温度下的抗拉强度、屈服强度、延伸率、断面收缩率、冲击韧性均明显高于对比例。
表20实施例1与对比例的热传导系数对比
从表20中可以看出，实施例1的合金锻钢通过对各种合金元素的科学、合理配比，所制得的合金锻钢材料的热传导系数优于对比例。具体说来，本发明优选实施例的合金锻钢的在各测试温度下的热传导系数均明显高于对比例。
对比例由于铬和钼的含量比较高，并且增加了镍，虽然获得了较好的抗蠕变性能，但钢的高温强度有所降低，并且回火脆性增加，残余奥氏体的存在也降低了钢的热传导系数。
本发明的合金锻钢及其生产方法不局限于上述各实施例。显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而这些属于本发明的精神所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之中。
Claims (13)
1.一种合金锻钢，其特征在于：合金的组分及其质量百分比为：碳0.24%～0.31%、硅0.20%～0.50%、锰0.50%～0.90%、铬1.10%～1.50%、钼0.50%～0.89%、钒0.20%～0.40%、磷小于等于0.015%、硫小于等于0.012%，余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的合金锻钢，其特征在于：所述硅的质量百分比含量为0.20%～0.39%。
3.根据权利要求1所述的合金锻钢，其特征在于：所述锰的质量百分比含量为0.65%～0.90%，铬的质量百分比含量为1.11%～1.45%，钼的质量百分比含量为0.55%～0.85%，钒的质量百分比含量为0.20%～0.30%。
4.根据权利要求3所述的合金锻钢，其特征在于：所述锰的质量百分比含量为0.72%～0.85%，铬的质量百分比含量为1.15%～1.40%，所述钼的质量百分比含量为0.66%～0.80%；钒的质量百分比含量为0.26%～0.30%。
5.根据权利要求4所述的合金锻钢，其特征在于：所述钼的质量百分比含量为0.70%～0.80%。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的合金锻钢，其特征在于：合金的组分中还包括钛、钨、铌中的一种或二种或三种；当合金的组分中包括钛时，钛的质量百分比含量小于等于0.01%；当合金的组分中包括钨时，钨的质量百分比含量小于等于0.01%；当合金的组分中包括铌时，铌的质量百分比含量小于等于0.01%。
7.根据权利要求1至5中任一项所述的合金锻钢，其特征在于：合金的组分中还包括铝、氧、氢、氮中的一种或二种或三种或四种；当合金的组分中包括铝时，铝的质量百分比含量小于等于0.03%；当合金的组分中包括氧时，氧的质量百分比含量小于等于0.0025%；当合金的组分中包括氢时，氢的质量百分比含量小于等于0.0005%；当合金的组分中包括氮时，氮的质量百分比含量小于等于0.015%。
8.一种权利要求1所述的合金锻钢的生产方法，包括以下步骤：
A.合金熔炼；
B.浇注钢锭；
C.扩散退火，将钢锭升温至1100℃～1120℃，在此温度下保温11～13小时，然后随炉冷却至550℃～650℃，接着出炉空冷；
D.毛坯锻造；
E.锻后退火，将毛坯升温至980℃～1000℃，在此温度下保温3～5小时，然后随炉冷却至600℃以下，接着出炉空冷；
F.热处理，先淬火再回火；先升温至970℃～990℃，在此温度下保温2～3小时，油淬；随后进行回火处理，升温至650～670℃，在此温度下保温3～4小时，空冷至常温。
9.根据权利要求8所述的合金锻钢的生产方法，其特征在于：所述扩散退火时，先将钢锭升温至650℃～800℃，在此温度下保温3～5小时，再升至1100℃～1120℃。
10.根据权利要求8所述的合金锻钢的生产方法，其特征在于：所述锻后退火时，先将毛坯升温至650℃～700℃，在此温度下保温2～3小时，再升至980℃～1000℃。
11.根据权利要求8所述的合金锻钢的生产方法，其特征在于：所述淬火时，先将毛坯升温至650℃～700℃，在此温度下保温2～3小时，再升至970℃～990℃，且升温速度为120℃～200℃/小时。
12.根据权利要求8所述的合金锻钢的生产方法，其特征在于：所述合金熔炼采用真空熔炼法和真空脱气法，合金熔炼温度为1600℃～1680℃，浇注钢锭的温度为1530℃～1560℃；所述毛坯锻造时，锻造比≥7，始锻温度为1160℃～1180℃，终锻温度为880℃～930℃。
13.一种权利要求1所述的合金锻钢的应用，其特征在于：用于制造高速列车的制动盘。
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- 2013-07-05 CN CN201310283340.5A patent/CN103352170B/zh active Active
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102953008A (zh) * | 2011-08-25 | 2013-03-06 | 南车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 | 合金锻钢与其热处理方法及其应用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN103352170A (zh) | 2013-10-16 |
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