本申请是申请日为2012.6.28，申请号为201210217930.3，发明名称为用于高速列车制动盘的合金铸钢及其热处理方法以及由该合金铸钢制造的高速列车制动盘的分案申请。本发明涉及一种用于高速列车制动盘的合金铸钢及及由该合金铸钢制造的高速列车制动盘。
背景技术：
：制动盘是高速列车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。当高速列车需要制动时，对于制动盘质量性能影响最大的是制动盘所使用的合金铸钢材料的各项力学性能指标及抗裂纹性能。日本专利文献特开2005-36312提供了一种适用于200公里/小时高速运行时的耐磨耗性和韧性较好的制动盘用钢及盘形制动装置，然而由于其公开的制动盘用钢材料的组分配比非常宽泛，因此，所获得的制动盘材料的综合性能，尤其在抗裂纹性能方面往往无法满足更高速度等级列车的制动要求。目前国内现有高速列车铸钢制动盘主要依赖进口，且价格昂贵。因此，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、抗裂纹性能好、制造容易，且性价比高的高速列车制动盘用材料合金铸钢显得尤为迫切。技术实现要素：本发明的第一目的在于：提供一种制造容易、化学组分和配比合理、综合力学性能优良，抗裂纹性能好、适用于更高速度等级的高速列车制动盘的合金铸钢，尤其是适用于250公里/小时及以上的高速列车制动盘的合金铸钢。本发明的第一目的是通过以下及进一步优化的系列技术方案来实现的：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.16～0.50%；锰0.55～1.40%；磷小于等于0.03%；硫小于等于0.03%；铬0.90～2.00%；镍0.71～1.80%；钼0.65～1.20%；钒0.20～0.35%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和小于等于0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。在上述技术方案中，所述合金铸钢热处理后的金相组织为索氏体组织。索氏体基体组织相对于“马氏体+贝氏体”基体组织而言，强度和硬度稍低一些，但伸长率和塑性高，综合性能好。制动盘制动时，承受反复冷热疲劳作用，要求材料既要有较高的强度，又有较好的塑性，物化综合性能要好。因此索氏体基体组织的铸钢材料更适合于制作所述的制动盘。本发明的合金铸钢可以采用现有技术中的感应电炉炼钢工艺方法或类似的炼钢工艺进行制备。所述高速列车合金钢制动盘毛坯的铸造方法，可以采用通常的铸造方法。下面详细描述一下本发明的合金铸钢所含的各化学成分在铸钢冶炼中所起的作用、含量范围及其优选的含量范围。碳是扩大γ相区的元素，但因渗碳体的形成，不能无限固溶。钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击韧性降低。因此为了保证材料有好的综合性能，含碳量不能过高。在本发明中，将碳含量控制在0.18～0.26%；进一步优选的碳含量为0.18～0.25%。在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂。在碳素钢中加入0.70%以上的锰时就算“锰钢”，较一般锰量的钢不但有足够的韧性，且有较高的强度和硬度，提高钢的淬透性，改善钢的热加工性能。在本发明中，将锰含量控制在0.55～1.40%；优选所述锰含量为0.60～1.40%；更优选所述锰含量为0.68～1.40%；进一步优选，所述锰含量为0.81～1.40%；更进一步优选，所述锰含量为0.84～1.20%。铬能提高钢的强度、硬度和耐磨性。同时，铬又能提高钢的高温强度，是耐热钢的重要合金元素。在本发明中，将铬含量控制在0.90～2.00%，优选铬含量为1.00～2.00%，更优选铬含量为1.10～2.00%，进一步优选铬含量为1.10～1.82%，更进一步优选铬含量为1.10～1.70%。镍是扩大奥氏体相区的元素，并且也是固溶强化元素，随着镍含量的增加，钢的常温强度和高温强度增加，而对塑性和韧性影响不大，具体可以见图1、图2。在本发明中，将镍含量控制在0.71～1.80%，优选所述镍含量为0.80～1.60%；进一步优选的所述镍含量为0.90～1.50%，再进一步优选镍含量为0.96～1.50%；更进一步优选的镍含量为0.96～1.50%；再进一步优选的镍含量为0.96～1.40%，又进一步优选为1.22～1.40%。钼能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力发生变形，称蠕变)。钢中加入钼，能提高机械性能；并且还可以抑制合金钢由于回火而引起的脆性。因此可以适当增加钼的含量。在本发明中，将钼含量控制在0.65～1.20%，优选的钼含量为0.65～1.19%；再优选的钼含量为0.65～1.10%；进一步优选的钼含量为0.65～1.02%；更进一步优选的钼含量为0.65～1.00%；再进一步优选的钼含量为0.65～0.96%。镍能细化铁素体晶粒，在强度相同的条件下，镍能提高钢的塑性和韧性，尤其是低温韧性。与Cr、Mo等联合使用，可提高钢的热强性和常温强度及耐磨性。因此本发明适当提高了镍的含量。钒是钢的优良脱氧剂，钢中加入适量的钒可细化组织晶粒，提高强度和韧性及耐磨性。在本发明中，将钒含量控制在0.20～0.35%，优选的钒含量为0.20～0.34%，进一步优选的钒含量为0.22～0.34%。在本发明中，将硅含量控制在0.16～0.50%范围内，优选的硅含量为0.22～0.50%，更优选的硅含量为0.25～0.50%，进一步优选的硅含量为0.30～0.50%。在本发明中，将磷、硫的含量均控制在小于等于0.03%；优选磷含量小于等于0.03%、硫含量为小于等于0.02%；进一步优选的磷含量小于等于0.025%，硫含量为小于等于0.013%。在本发明中，将包括钛、钨、铌等元素在内的其他组分的含量总和控制在小于等于0.30%，其中钨＜0.1%；优选，其他元素包括钛、钨、铌元素中的任意一种或任意二种或三种，其含量为钛≤0.08%，钨≤0.04%，铌≤0.05%；进一步优选，其他元素包括钛、钨、铌元素中的任意一种或任意二种或三种，其含量为钛≤0.06%，钨≤0.03%，铌≤0.04%。基于以上所述各组分含量的优选，本发明主张实现发明第一发明目的的第二优化技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.25～0.50%；锰0.60～1.40%；磷≤0.03%；硫≤0.02%；铬1.00～2.00%；镍0.80～1.60%；钼0.65～1.10%；钒0.20～0.35%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。优选，所述锰含量为0.68～1.40%，所述硅含量为0.30～0.50%。进一步优选，所述锰含量为0.81～1.40%。进一步优选，所述锰含量为0.84～1.20%。进一步优选，所述硅含量为0.30～0.50%。进一步优选，所述镍含量为1.22～1.50%本发明主张实现发明第一发明目的的第二优化技术方案进一步为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其特征在于，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.30～0.50%；锰0.68～1.40%；磷≤0.025%；硫≤0.013%；铬1.10～1.82%；镍0.90～1.50%；钼0.65～1.02%；钒0.22～0.34%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。本发明主张实现发明第一发明目的的第二优化技术方案进一步为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，，其特征在于，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.30～0.50%；锰0.81～1.40%；磷≤0.025%；硫≤0.013%；铬1.10～1.70%；镍0.96～1.50%；钼0.65～1.00%；钒0.22～0.34%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。优选，所述镍含量为0.96～1.40%。进一步优选，所述镍含量为1.22～1.40%。对以上所有技术方案的进一步优选为：一种高速列车制动盘的合金铸钢，其特征在于，所述其他组分包括的钛、钨、和铌是其中的任意一种或任意二种或三种；其含量为钛≤0.08%，钨≤0.04%，铌≤0.05%。对以上所有技术方案的进一步优选为：一种高速列车制动盘的合金铸钢，其特征在于，所述其他组分包括的钛、钨、和铌的含量为：钛≤0.06%，钨≤0.03%，铌≤0.04%。对以上所有技术方案的进一步优选为：其特征在于，所述合金铸钢热处理后的金相组织为索氏体组织。以上所有技术方案所限定的合金铸钢热处理后所达到的力学性能指标：抗拉强度≥1050MPa；屈服强度≥935MPa；延伸率≥14%；断面收缩率≥35%；布氏硬度值为300～388HBW。以上所有技术方案所限定的合金铸钢，热处理后所达到的力学性能指标：抗拉强度≥1050MPa；屈服强度≥935MPa；延伸率≥14%；断面收缩率≥35%；布氏硬度值为311～388HBW。本发明还提供一种由以上一种由以上所有技术方案所限定的的合金铸钢制成的高速列车制动盘。基于以上所述各组分含量的优选，本发明还主张实现第一目的的第三技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.30～0.50%；锰0.68～1.40%；磷≤0.025%；硫≤0.013%；铬1.10～1.82%；镍0.90～1.50%；钼0.65～1.02%；钒0.22～0.34%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。进一步地，本发明还主张实现第一目的的第四技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.30～0.50%；锰0.81～1.40%；磷≤0.025%；硫≤0.013%；铬1.10～1.70%；镍0.96～1.50%；钼0.65～1.00%；钒0.22～0.34%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。本发明的第二目的在于提供一种能进一步改善所述合金铸钢的力学性能、减少其变形和裂纹倾向的前述合金铸钢的热处理方法。本发明的第二目的是通过提供下述所述合金铸钢的热处理方法来实现的。一种热处理如前述实现其第一目的的技术方案所述的合金铸钢的方法，以所述合金铸钢的铸件为热处理对象，依次包括正火处理和调质处理：所述正火处理，是将处理对象升温至900℃～980℃、保温3.5～5小时后，风冷至常温；所述调质处理,包括先进行淬火处理，所述淬火处理是将经过正火处理的处理对象升温至900℃～980℃、保温3.5～5小时后，水淬；随后进行回火处理，所述回火处理是将经淬火处理的处理对象升温至580～650℃、保温3.5～5小时后，风冷或水冷至常温。优选，在所述合金铸钢的热处理方法中，进行所述正火处理和淬火处理时，当所用的热处理设备没有调节升温速度的功能时，其正火处理和淬火处理的升温过程为，首先升温至650℃～700℃、保温1～2小时后，再升温至900℃～980℃；当所用的热处理设备具有调节升温速度的功能时，所述处理对象的装炉温度小于等于200℃，正火处理和淬火处理的升温速度为120～200℃/小时。进一步优选，所述合金铸钢的热处理方法，所述正火处理的温度是921℃～980℃；所述调质处理的淬火处理温度是921℃～980℃；回火处理的温度是621～650℃。且进行所述正火处理和淬火处理时，当所用的热处理设备没有调节升温速度的功能时，其正火处理和淬火处理的升温过程为，首先升温至650℃～700℃、保温1～2小时后，再升温至921℃～980℃；当所用的热处理设备具有调节升温速度的功能时，处理对象的装炉温度小于等于200℃，正火处理和淬火处理的升温速度为120～200℃/小时。本发明第三个目的还提供一种由如前所述的合金铸钢制成的高速列车制动盘。本发明的有益效果主要体现在：（1）通过对锰、镍、铬、钼、钒多个合金成分的合理选择和对包括钛、钨、铌等在内的其他组分的控制，在保证铸钢强度增加的同时，还能保证材料的塑性和韧性不受较大影响，避免了因强度增加导致材料塑性和韧性明显下降的现象。所制得的合金铸钢材料综合力学性能优良。（2）通过对锰、镍、铬、钼、钒多个合金成分及其与碳、硅等主要成分的合理配比，提高了合金铸钢材料的淬透性和热强性能，而且常温强度和高温强度也得到了较大幅度提高。（3）通过对锰、镍、铬、钼、钒多个合金成分及其与碳、硅等其它主要成分的合理配比及对包括钛、钨、铌等在内的其他组分的控制，本发明的合金铸钢材料的耐磨性及抗裂纹性要优于现有技术。采用本发明技术方案所获得的合金铸钢材料的布氏硬度值达到300～388HBW（见表6）。（4）本发明的合金铸钢材料经适当的热处理后，晶粒细化，进一步提高了合金铸钢材料的抗拉强度、屈服强度及韧性，高温强度和塑性也得到了明显改善，变形和裂纹倾向小。（5）本发明的合金铸钢经热处理后所达到的力学性能指标如下：抗拉强度≥1050MPa；屈服强度≥935MPa；延伸率≥14%；断面收缩率≥35%；布氏硬度值为300～388HBW；完全能够满足250Km/h及以上的高速列车的制动盘材料要求。此外，本发明的合金铸钢采用常规的感应电炉炼钢工艺方法或类似的炼钢工艺进行制备，冶炼方便，铸造容易，生产制造成本降低，更有利于工业化的实施和推广。用本发明的合金铸钢材料制造的高速动车组制动盘初样，在高速动车组上试运行的试验结果表明，用本发明的合金铸钢材料制造的高速动车组制动盘质量稳定、性能优异、使用寿命长（见表8）；同时，与国外同类产品相比，制造容易，还具有较高的性价比优势。综上所述，由于本发明通过对锰、铬、镍、钼、钒等合金成分和铸钢材料中碳、硅等其他主要成分的合理选择和配比及对包括钛、钨、铌等在内的其他组分的控制，在适当的热处理后，使晶粒细化，提高了合金铸钢材料的淬透性和热强性能，常温强度和高温强度较大幅度提高，所制得的合金铸钢不仅有较高的抗拉强度和屈服强度，在塑、韧性方面也有较好的表现，综合力学性能优良。同时，本发明的合金铸钢材料还具有耐磨性能好、变形和裂纹倾向小、冶炼方便、铸造容易和生产制造成本低的优点，有利于延长高速列车制动盘的使用寿命和工业化推广应用。附图说明下面结合附图对本发明作进一步的说明。图1为含镍量与合金铸钢的常温强度及高温强度的关系图。图2为含镍量与合金铸钢的伸长率及断面收缩率的关系图。图3为本发明的具体实施例的淬火温度、调质前是否正火处理和合金铸钢抗拉强度的关系图。图4为本发明的具体实施例的淬火温度、调质前是否正火处理和合金铸钢伸长率的关系图。图5为本发明的具体实施例的淬火温度和合金铸钢抗拉强度、屈服强度的关系图。图6为本发明的具体实施例的淬火温度和合金铸钢的伸长率、断面收缩率的关系图。图7为本发明的具体实施例的合金铸钢经热处理后的金相组织放大100倍时的图片。图8为本发明的具体实施例的合金铸钢经热处理后的金相组织放大500倍时的图片。具体实施方式有关本发明之前述及其他技术内容、特点与功效，在以下具体实施方式的详细说明中，将可清楚的呈现。然而本领域技术人员将意识到此处的参考了附图的具体描述仅仅用于示例目的，本发明并不局限于此。表1本发明的合金铸钢的化学成分范围（重量百分含分含量%）本发明的合金铸钢的组分及其各组分的重量百分含量范围如表1所示。具体技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量如下：碳0.18～0.26%、硅0.16～0.50%；锰0.55～1.40%；磷小于等于0.03%；硫小于等于0.03%；铬0.90～2.00%；镍0.71～1.80%；钼0.65～1.20%；钒0.20～0.35%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和小于等于≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。为了进一步提高合金铸钢的性能，对各元素组分可进行如下优选：优选，所述锰的含量为0.60～1.40%；再优选，所述锰的含量为0.68～1.40%；进一步优选，所述锰的含量为0.81～1.40%；更进一步优选，所述锰的含量为0.84～1.20%。优选，所述铬的含量为1.00～2.00%；再优选，所述铬的含量为1.10～2.00%；进一步优选，所述铬的含量为1.10～1.82%；更进一步优选，所述铬的含量为1.10～1.70%。优选，所述镍的含量为0.80～1.60%；再优选，所述镍的含量为0.90～1.50%；进一步优选，所述镍的含量为0.72~1.5%。更进一步优选，所述镍的含量为0.96～1.50%；更进一步优选，所述镍的含量为0.96～1.40%。优选，所述钼的含量为0.65～1.19%；再优选，所述钼的含量为0.65～1.10%；进一步优选，所述钼的含量为0.65～1.02%；更进一步优选，所述钼的含量为0.65～1.00%；再进一步优选，所述钼的含量为0.65～0.96%。优选，所述钒的含量为0.20～0.34%；进一步优选，所述钒的含量为0.22～0.34%。优选，所述硅的含量为0.22～0.50%；再优选，所述硅的含量为0.25～0.50%；进一步优选，所述硅的含量为0.30～0.50%，进一步优选，所述硅的含量为0.31～0.49%。优选，所述碳的含量为0.18～0.25%。优选磷含量小于等于0.03%，硫含量为小于等于0.02%；进一步优选，所述磷的含量为小于等于0.025%，优选所述硫的含量为小于等于0.013%。在所述其他元素中，除了一些常见的应控制的有害合金元素外，如锡、锑、砷、铜等；还可以包括一些对钢的性能有益的合金元素如钛、钨、铌等元素中的一种或几种。优选，所述其他元素所包括的钛、钨、铌元素中的任意一种或任意二种或三种；其含量为钛≤0.08%，钨≤0.04%，铌≤0.05%。进一步优选，所述其他元素包括钛、钨、铌元素中的任意一种或任意二种或三种；其含量为钛≤0.06%，钨≤0.03%，铌≤0.04%。基于以上所述各组分含量的优选，本发明主张的另一种技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.25～0.50%；锰0.60～1.40%；磷小于等于0.03%；硫小于等于0.02%；铬1.00～2.00%；镍0.80～1.60%；钼0.65～1.10%；钒0.20～0.35%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和小于等于0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。基于以上所述各组分含量的优选，本发明还主张的又一技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.30～0.50%；锰0.68～1.40%；磷≤0.025%；硫≤0.013%；铬1.10～1.82%；镍0.90～1.50%；钼0.65～1.02%；钒0.22～0.34%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。进一步地，本发明还主张的一种技术方案为：一种用于高速列车制动盘的合金铸钢，其组分及其各组分的重量百分含量是：碳0.18～0.26%；硅0.30～0.50%；锰0.81～1.40%；磷≤0.025%；硫≤0.013%；铬1.10～1.70%；镍0.96～1.50%；钼0.65～1.00%；钒0.22～0.34%；包括钛、钨和铌在内的其他组分的含量总和≤0.30%，其中钨小于0.1%；铁为余量。本发明合金铸钢的优选实施例的化学成分范围如表2所示。表2本发明的合金铸钢的优选实施例的化学成分范围（%）本申请中的其他元素包括两类，一类其他元素通常情况下对钢的性能是害的，如锡、锑、砷、铜、氢等；另一类其他元素对钢的性能是有益的，如钛、钨、铌等；在所述其他元素中，除了一些常见的应控制的有害合金元素外，如锡、锑、砷、铜等；还可以包括一些对钢的性能有益的合金元素，如钛、钨、铌等元素中的任意一种或任意二种及三种的组合。其含量一般为钛≤0.08%，钨≤0.1%，铌≤0.05%；优选的含量为，钛≤0.08%，钨≤0.04%，铌≤0.05%；进一步优选的含量为钛≤0.06%，钨≤0.03%，铌≤0.04%。本发明还提供了一些具体的优选实施例，各个优选实施例按序号排列，依次为1#～12#。它们的化学成分如下面的表3所示，优选实施例1#～12#中还包括其它元素，且其它元素的含量总和小于等于0.30%，其中包括钛、钨、铌元素中的任意一种或任意二种及三种的组合，其含量为钛≤0.08%，钨≤0.04%，铌≤0.05%，铁为余量。表3化学成分(%)本发明上述优选实施例制得的合金铸钢经调质处理后的金相组织为索氏体组织。其对应的力学性能如下面的表4所示。表4力学性能如为了获得更好性能的合金铸钢，可以进一步控制其它元素的含量，包括钛≤0.06%，钨≤0.03%，铌≤0.04%。本发明的合金铸钢的力学性能测试按GB/T228金属材料室温拉伸试验方法和GB/T231.1金属布氏硬度试验第1部分:试验方法进行。从表5可知，本发明的合金铸钢完全能满足250km/h以上高速列车制动盘对铸钢力学性能的要求。因此，本发明的合金铸钢可以用于制造高速列车制动盘。表5本发明的合金铸钢的力学性能本发明的合金铸钢采用常规的感应电炉炼钢工艺方法进行制备。本发明的合金铸钢所含的各化学成分在铸钢冶炼中所起的作用及其优选的含量范围可参见前面相关部分的描述。以下描述本发明的合金铸钢的热处理方法，或者说以所述合金铸钢铸件或所述合金铸钢制动盘毛坯为处理对象的热处理方法。具体的热处理过程为：首先进行正火处理，将所述铸件或毛坯升温至900℃～980℃、保温3.5～5小时后，风冷至常温；例如：通过吹风或类似方式风冷至常温。然后进行调质处理,先淬火处理，将经正火处理的铸件或毛坯升温至900℃～980℃、保温3.5～5小时后，水淬；随后进行回火处理，将经淬火处理的铸件或毛坯升温至580～650℃、保温3.5～5小时后，风冷或水冷至常温。例如：通过吹风或类似方式风冷或通过喷水或类似方式水冷至常温。优选，在上述合金铸钢铸件或合金铸钢制动盘毛坯的热处理方法中，进行所述正火处理和淬火处理时，采用没有调节升温速度的热处理设备，其正火处理和淬火处理的升温过程为，首先升温至650℃～700℃、保温1～2小时后，再升温至900℃～980℃；采用具有调节升温速度功能的热处理设备，铸件或毛坯装炉温度小于等于200℃，正火处理和淬火处理的升温速度为120～200℃/小时。控制一定的升温速度，这样可以使合金铸钢材料的组织在相变时相变充分，进一步消除升温加热过程中合金铸钢铸件或合金铸钢制动盘毛坯的变形和裂纹倾向。能够避免由于升温速度过快而引起热应力大，使本发明的合金铸钢铸件或合金铸钢制动盘毛坯产生变形和裂纹的危险。进一步优选，上述合金铸钢铸件或所述合金铸钢制动盘毛坯的热处理方法，所述正火处理的温度为921℃～980℃，保温3.5～5小时后，风冷至常温；然后进行所述调质处理，其淬火处理温度为921℃～980℃、保温3.5～5小时后，水淬；随后进行回火处理，升温至621～650℃、保温3.5～5小时，风冷或水冷至常温。且进行所述正火处理和淬火处理时，采用没有调节升温速度功能的热处理设备，其升温过程为，首先升温至650℃～700℃、保温1～2小时后，再升温至921℃～980℃；采用具有调节升温速度功能的热处理设备，铸件或毛坯装炉温度小于等于200℃，正火处理和淬火处理的升温速度为120～200℃/小时。本发明的合金铸钢铸件或合金铸钢制动盘毛坯经热处理后的力学性能为：抗拉强度大于等于1050MPa，屈服强度大于等于935MPa，延伸率大于等于14%，断面收缩率大于等于35%，布氏硬度值为300HBW～388HBW。本发明的合金铸钢铸件或合金铸钢制动盘毛坯的热处理工艺为先进行正火处理，再进行调质处理（淬火+回火）。先进行正火处理，可以消除铸件组织中的铸态组织和粗大的晶粒，细化组织；再进行调质处理（淬火+回火）后，可以得到组织细小均匀的索氏体组织，材料常温强度大幅度提高，韧性也稍有提高。正火处理对本发明的合金铸钢力学性能的影响见图3和图4，可以看到，同时具有正火处理和调质处理步骤的合金铸钢的铸件比未经正火处理，仅进行调质处理的合金铸钢的铸件，在抗拉强度和伸长率两项指标上具有明显的优势。在本发明合金铸钢的具体热处理实施方式中，在850℃～1020℃范围内进行淬火热处理，淬火温度对本发明的合金铸钢的力学性能的影响见图5和图6。由图5、图6可知，随淬火温度的提高，本发明的合金铸钢的强度略有提高，而塑性先升后降，在900～980℃范围内淬火，本发明的的合金铸钢的力学性能均能满足250km/h以上高速动车组制动盘对合金铸钢材料的力学性能要求，即抗拉强度大于等于1050MPa，屈服强度大于等于935MPa，延伸率大于等于14%，断面收缩率大于等于35%，布氏硬度值为300～388HBW。本发明经热处理后的金相组织为索氏体组织，其放大100倍的具体形态见图7、放大500倍的具体形态见图8。表6所示为本发明的一种优选实施例与现有技术中使用的一种制动盘的化学成分对比。表6本发明实施例与现有技术的化学成分对比表7所示为本发明实施例6#与现有技术分别经热处理后的力学性能对比。表7本发明6#实施例与现有技术的力学性能对比从表7中可以看出，本发明优选实施例通过对各种合金元素的科学、合理配比，所制得的合金铸钢材料的综合力学性能优于现有技术。尤其是本发明优选实施例的合金铸钢的抗拉强度、屈服强度、硬度性能均明显高于现有技术。表8所示为本发明优选实施例与现有技术的冷热疲劳试验结果，即模仿制动盘使用状况，将试样加热到600℃，保温一段时间，然后快速放入20℃的水中，反复进行600次后，在金相显微镜下，观察缺口的裂纹扩展情况。表8中的数据表明：本发明优选实施例的抗裂纹性能明显优于现有技术。表8本发明实施例6#与现有技术的冷热疲劳试验结果对比表9所示为本发明优选实施例与现有技术的1：1制动动力试验台制动试验结果，即按照制动盘实际使用状况，进行反复紧急停车制动试验（轴重15.5t，闸片压力23kN×2，制动初速度为250km/h），直到热裂纹产生，记录紧急停车制动试验次数。从表9中的结果可以看出：本发明优选实施例的抗热裂纹性能好于现有技术，使用寿命长。表9本发明实施例6#与现有技术的1:1制动试验结果对比试样名称产生热裂纹的制动次数本发明实施例6#154现有技术131由上述对比试验可知，本发明的合金铸钢成分和性能完全能满足250km/h以上高速动车组制动盘的性能要求，并且具有更好的强韧性能。本发明通过对合金铸钢中锰、镍、铬、钼和钒等合金成分的合理选择及其和碳、硅等其它化学成分的合理配比以及对其它元素的合理控制，使合金铸钢中的各种化学成分获得了较合理的匹配，从而使本发明的合金铸钢材料在经适当的热处理后，晶粒细化，提高了淬透性和热强性能及抗裂纹性能，常温强度和高温强度也得到了大幅度提高，获得了优良的综合力学性能。本发明通过适当提高锰、镍的含量，并优化调整铬、钼、钒元素的含量，既增加了强度，又避免了对塑性和韧性的较大影响，从而使本发明制得的合金铸钢克服了现有技术因强度增加而塑性和韧性明显下降的不足，综合力学性能得到明显的提升。此外，由于本发明的合金铸钢或合金铸钢的铸件的热处理工艺为先进行正火处理，再进行调质处理（淬火+回火）。先进行正火处理，可以消除铸件组织中的铸态组织和粗大的晶粒，细化组织，再进行调质处理（淬火+回火）后，可以得到组织细小均匀的索氏体组织，材料的抗拉强度、屈服强度得到进一步的提高；常温强度和高温强度也有较大幅度的提升；铸件变形和裂纹倾向较小。与现有技术相比，本发明的优点十分明显：首先是添加的合金元素种类、数量合理，各化学成分容易控制，冶炼方便，铸造容易；铸件变形和裂纹倾向小，具有优良的铸造工艺性能，更有利于工业生产控制和降低生产制造成本。其次是热处理工艺合理、简单，有利于该材料在铁路工业以及其他工程领域的应用。另外需要指出的是，制动盘的工况在制动时产生的热量比较高，要求材料的耐热和散热性要好，耐磨性好。对于合金铸钢来说，通常硬度和强度是成正比的，强度高，硬度也高，相应材料的耐磨性也好。由于本发明的合金铸钢材料的硬度比现有技术更高，因此，其耐磨性也明显优于现有技术。本发明的合金铸钢可用来铸造铁路部件，尤其适合用于高速列车制动盘等合金钢铸件，也可以用来铸造其他有相似力学性能要求的部件，如牵引杆、缓冲器、车钩等以及其它工程作业机械部件。当前第1页1 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