本发明属于高速轨道交通零部件用钢技术领域，具体涉及一种高速列车制动盘用钢的热处理方法。
背景技术：
随着高速列车速度的提高，对列车制动的及时性、安全性和稳定性提出了更高的要求，这也意味着对列车制动装置和制动材料的质量和性能需要满足更高的要求。高速列车基础制动均采用盘形制动装置，对于200km/h以上高速列车，国际上一般是采用锻钢制动盘与粉末冶金闸片配对的制动装置。制动盘其最基本的功能是吸收制动动能并将之转化为热能散发到空气中。
提高高速列车制动盘材料的高温性能是提升制动装置可靠性最为关键的技术问题之一。在高速列车速度高和运行条件恶劣的制动工况下，巨大的制动热负荷及热冲击会带来很高的热应力和温度梯度。因此制动盘材料必须具有良好的高温力学性能和导热性能，以及低弹性模量和低热膨胀系数，使得制动热量能迅速逸散。具体地讲，高速列车制动盘应当具有如下的性能：一是稳定而均匀的摩擦性能，摩擦系数不随压力、温度和速度的变化而变化；二是良好的耐疲劳性能和极好的抗热裂纹扩展能力，以减少制动盘摩擦表面急冷急热所形成的高热应力对制动盘的损伤；三是较高的耐磨性能，以减少盘面摩擦而产生的磨损；制动盘材料还应具有良好的抗摩擦热变形性能和热导率。
目前的研究大部分集中在创新制动盘结构，提高制动盘散热性方面，对材质的创新性研究相对较少。而在列车制动时，特别是紧急制动时，制动盘瞬时热能量很难快速释放出去，因此，提高制动盘材料的高温性能对提高制动盘寿命具有重要意义。
技术实现要素：
基于上述背景，本发明提供了一种高速列车制动盘用钢，其具有优异的高温性能。本发明公开的高速列车制动盘用钢中的所述“高速列车”指的是时速在200km/h以上高速列车。
本发明采取的技术方案为：
一种高速列车制动盘用钢的热处理方法，所述热处理方法包括以下步骤：
(1)正火工艺：将高速列车制动盘用钢加热至1000～1100℃，保温后空冷至300℃以下；
(2)淬火工艺：将正火之后的高速列车制动盘用钢加热至980～1020℃，保温后水冷至100℃以下；
(3)回火工艺：将淬火之后的高速列车制动盘用钢加热至600～650℃，保温后水冷至100℃以下。
进一步地，所述热处理方法优选包括以下步骤：
(1)正火工艺：将高速列车制动盘用钢加热至1040～1070℃，保温后空冷至300℃以下；
(2)淬火工艺：将正火之后的高速列车制动盘用钢加热至1000～1015℃，保温后水冷至100℃以下；
(3)回火工艺：将淬火之后的高速列车制动盘用钢加热至620～640℃，保温后水冷至100℃以下。
在热处理过程中，将正火及淬火过程中的温度分别控制在1000～1100℃和980-1020℃，保温时间分别控制在5～8小时和4～6小时。一方面保证所有元素充分均匀的溶解于高温奥氏体中，为淬火后组织及成分的均匀性做好准备；另一方面，保证适当尺寸的奥氏体晶粒度，如果晶粒度偏大，则组织过粗，钢的高温性能降低，而如果晶粒度过细，组织中大角度晶界提高，降低钢的导热性。回火过程中选择二次硬化效果最佳的温度区间600-650℃进行回火，使钢中的碳化物充分析出，并保证碳化物尺寸适中，既能保证钢的高温性能，还能够提高钢在急冷急热过程中组织稳定性，提高钢在高温条件下的导热系数。
所述正火工艺中，加热的速度为50～100℃/h；保温的时间按钢的厚度计为3.75～6.00min/mm。
所述淬火工艺中，加热的速度为50～100℃/h，保温的时间按钢的厚度计为3.00～4.50min/mm。
所述回火工艺中，加热的速度为50～100℃/h；保温的时间按钢的厚度计为3.75～6.00min/mm。
在正火、淬火以及回火工艺中将加热的速度均控制在50～100℃/h，其原因在于加热速率过快易产生裂纹，加热速率过缓，加热效率降低。
所述高速列车制动盘用钢包括如下成分及重量百分比：c：0.20～0.30％，si：0.20～0.40％0，mn：0.20～0.40％，cr：0.90～1.50％，w：0.30～0.60％，mo：0.40～0.90％，al：≤0.025％，v：0.70～1.00％，co：0.20～0.40％，ni：≤0.20％，cu：≤0.20％，n：≤0.005％，p≤0.010％，s≤0.005％，余量为fe及不可避免的杂质；并且满足0.9c≤0.03w+0.063mo+0.06cr+0.2v≤1.1c。
优选为，c：0.26～0.29％，si：0.22～0.28％，mn：0.22～0.31％，cr：0.93～1.0％，w：0.33～0.38％，mo：0.75～0.88％，al：≤0.018％，v：0.92～1.00％，co：0.22～0.29％，ni：≤0.16％，cu：≤0.18％，n：≤0.003％，p≤0.008％，s≤0.001％，余量为fe及不可避免的杂质；并且满足0.9c≤0.03w+0.063mo+0.06cr+0.2v≤1.1c。
在钢的化学成分设计上，尽量降低扩大γ相区元素(c、n、mn、ni、cu)含量，提高缩小γ相区元素(w、mo、cr、v)的含量，尤其是提高钢中的v含量，保证热处理后碳化物的稳定性，并适当添加一定含量co，增加钢在回火过程中的二次硬化效果。各化学元素的作用及设计如下：
c：c元素是获得高的强度、硬度所必需的。高的c含量虽然对钢的强度、硬度等有利，但对钢的塑性和韧性极为不利，且使屈强比降低、脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能、加工性能和高温塑性。因此适当降低钢中的c含量，将其控制在0.30％以下。然而，淬火和高温回火后为了获得所需的高强度，c含量须在0.20％以上，因而c含量宜控制为0.20～0.30％。
si：si是钢中主要的脱氧元素，具有很强的固溶强化作用，但si含量过高将使钢的塑性和韧性下降，c的活性增加，促进钢在轧制和热处理过程中的脱碳和石墨化倾向，并且使冶炼困难和易形成夹杂物，恶化钢的抗疲劳性能。因此控制si含量为0.20～0.40％。
mn：mn是脱氧和脱硫的有效元素，还可以提高钢的淬透性和强度。但淬火钢回火时，mn和p有强烈的晶界共偏聚倾向，促进回火脆性，恶化钢的韧性，过高mn含量易导致反复加热冷却过程中产生奥氏体-马氏体转变，导致热膨胀系数、导热系数激变，降低制动盘冷热疲劳性能，因而控制mn含量在0.20％～0.40％。
v：v是强碳化物元素，也是强的缩小γ相区元素，具有强的二次硬化效果，提高钢的高温性能，同时还可以提高反复加热冷却过程中组织的稳定性，因此，控制v含量为0.70～1.00％。
cr：cr能够有效地提高钢的淬透性和回火抗力，以获得所需的高强度；同时cr还可降低c的活度，可降低加热、轧制和热处理过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能和良好的高温性能。但含量过高会恶化钢的韧性，因而控制cr含量为0.90～1.50％。
mo：mo在钢中的作用主要为提高淬透性、提高回火抗力及防止回火脆性。此外，mo元素与cr元素的合理配合可使淬透性和回火抗力得到明显提高，mo含量过低则上述作用有限，mo含量过高，则上述作用饱和，且提高钢的成本。因此，控制mo含量为0.40～0.90％。
w：w是是强碳化物形成元素，提高钢的高温强度和耐热性，综合考虑成本因素，w含量应控制在0.30～0.60％。
co：co虽然是扩大γ相区元素，但适当的co可有效促进合金碳化物的析出，增加其弥散度，提高二次硬化效果，因此，co含量应控制在0.20～0.40％。
al：al是钢中主要的脱氧元素，与钢中n元素形成aln析出相具有抑制晶粒长大，但过细晶粒导致高温性能降低，因此，al含量应控制在≤0.025％。
ni：ni可提高钢的淬透性、耐蚀性和保证钢在低温下的韧性。但过高ni含量易导致反复加热冷却过程中产生奥氏体-马氏体转变，导致热膨胀系数激变，降低制动盘冷热疲劳性能，因此ni含量为≤0.20％。
cu：通过析出ε-cu实现析出强化，提高钢的强度，此外，加入适量的cu元素，还能够增加钢的耐大气腐蚀性能，但cu是扩大γ相区元素，含量偏高易导致制动盘反复加热冷却过程中产生奥氏体-马氏体转变，导致热膨胀系数激变，降低制动盘冷热疲劳性能，因此，cu含量应控制在≤0.20％。
p：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使钢的高温回火脆性倾向增加。因此，p含量应控制在0.010％以下。
s：不可避免的不纯物，形成mns夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性。由于钢中mn含量较低，因此，s含量应控制在0.005％以下。
n：含v、al钢中过高n含量促进了碳vn、aln在奥氏体的析出，细化奥氏体晶粒并降低了钢的回火抗力，因此，n含量应控制在≤60ppm
本发明还公开了根据上述热处理方法得到的高速列车制动盘用钢。
所述高速列车制动盘用钢的晶粒尺寸为20～25μm，碳化物平均粒径在0.020μm～0.040μm之间，组织为回火索氏体。
所述高速列车制动盘用钢在20℃～700℃的导热系数为35～40w/(m·k)，500℃抗拉强度≥1000mpa，600℃抗拉强度≥900mpa，经20℃～700℃冷热循环1000次无裂纹产生。
与现有技术相比，本发明公开的高速列车制动盘用钢和普通锻造制动盘用钢相比，具有优异高温强度的同时，还具有优异的导热系数，从而显著提高制动盘的服役性能。
具体实施方式
实施例1
一种高速列车制动盘用钢的热处理方法，包括以下步骤：
(1)正火工艺：将高速列车制动盘用钢以53℃/h的加热速度加热至1100℃，保温5h后空冷至300℃以下；
(2)淬火工艺：将正火之后的高速列车制动盘用钢以53℃/h的加热速度加热至1020℃，保温4h后水冷至100℃以下；
(3)回火工艺：将淬火之后的高速列车制动盘用钢以53℃/h的加热速度加热至650℃，保温后5h后水冷至100℃以下。
高速列车制动盘用钢的制备工艺如下：电弧炉或转炉冶炼→lf炉精炼→rh或vd真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→制动盘用圆钢轧制→制动盘毛坯锻造→热处理→机加工→探伤；经加热轧制成
并对最后的高速列车制动盘用钢进行高温力学性能和导热系数分析，其高温力学性能的分析结果见表2，导热系数分析结果见表3。
所述高速列车制动盘用钢的化学成分及重量百分比如表1中的实施例1所示：
表1实施例1～4中高速列车制动盘用钢的化学成分及重量百分比
实施例2
一种高速列车制动盘用钢的热处理方法，包括以下步骤：
(1)正火工艺：将高速列车制动盘用钢以66℃/h的加热速度加热至1070℃，保温6h后空冷至300℃以下；
(2)淬火工艺：将正火之后的高速列车制动盘用钢以66℃/h的加热速度加热至1015℃，保温4.5h后水冷至100℃以下；
(3)回火工艺：将淬火之后的高速列车制动盘用钢以66℃/h的加热速度加热至640℃，保温后6h后水冷至100℃以下。
高速列车制动盘用钢的制备工艺如下：电弧炉或转炉冶炼→lf炉精炼→rh或vd真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→制动盘用圆钢轧制→制动盘毛坯锻造→热处理→机加工→探伤；经加热轧制成
并对最后的高速列车制动盘用钢进行高温力学性能和导热系数分析，其高温力学性能的分析结果见表2，导热系数分析结果见表3。
所述高速列车制动盘用钢的化学成分及重量百分比如表1中的实施例2所示。
实施例3
一种高速列车制动盘用钢的热处理方法，包括以下步骤：
(1)正火工艺：将高速列车制动盘用钢以78℃/h的加热速度加热至1040℃，保温6.5h后空冷至300℃以下；
(2)淬火工艺：将正火之后的高速列车制动盘用钢以78℃/h的加热速度加热至1000℃，保温4.8h后水冷至100℃以下；
(3)回火工艺：将淬火之后的高速列车制动盘用钢以78℃/h的加热速度加热至620℃，保温后6.5h后水冷至100℃以下。
高速列车制动盘用钢的制备工艺如下：电弧炉或转炉冶炼→lf炉精炼→rh或vd真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→制动盘用圆钢轧制→制动盘毛坯锻造→热处理→机加工→探伤；经加热轧制成
并对最后的高速列车制动盘用钢进行高温力学性能和导热系数分析，其高温力学性能的分析结果见表2，导热系数分析结果见表3。
所述高速列车制动盘用钢的化学成分及重量百分比如表1中的实施例3所示。
实施例4
一种高速列车制动盘用钢的热处理方法，包括以下步骤：
(1)正火工艺：将高速列车制动盘用钢以98℃/h的加热速度加热至1000℃，保温8h后空冷至300℃以下；
(2)淬火工艺：将正火之后的高速列车制动盘用钢以98℃/h的加热速度加热至980℃，保温6h后水冷至100℃以下；
(3)回火工艺：将淬火之后的高速列车制动盘用钢以98℃/h的加热速度加热至600℃，保温后8h后水冷至100℃以下。
高速列车制动盘用钢的制备工艺如下：电弧炉或转炉冶炼→lf炉精炼→rh或vd真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→制动盘用圆钢轧制→制动盘毛坯锻造→热处理→机加工→探伤；经加热轧制成
并对最后的高速列车制动盘用钢进行高温力学性能和导热系数分析，其高温力学性能的分析结果见表2，导热系数分析结果见表3。
所述高速列车制动盘用钢的化学成分及重量百分比如表1中的实施例4所示。
表2实施例1-4高速列车制动盘用钢的热处理工艺及高温力学性能
表3实施例1-4高速列车制动盘用钢在不同温度下的导热系数
以上各实施例得到的高速列车制动盘用钢的晶粒尺寸均为20～25μm，碳化物平均粒径在0.020μm～0.040μm之间，组织均为回火索氏体，20℃～700℃导热系数35～40w/(m·k)，500℃抗拉强度≥1000mpa、600℃抗拉强度≥900mpa，经20℃～700℃冷热循环1000次无裂纹产生。
如果改变高速列车制动盘用钢的化学成分的含量或者热处理工艺中的参数在本发明之外，则无法实现本发明的发明目的，得到的高速列车制动盘用钢的晶粒尺寸晶粒尺寸小于20μm或大于25μm，碳化物平均粒径在0.060μm～0.080μm之间，组织均为回火索氏体，经20℃～700℃冷热循环1000次有裂纹产生。可见，如果将高速列车制动盘用钢的化学成分或者热处理工艺中的参数设置在本发明公开的范围之外，得到的高速列车制动盘用钢的高温性能较本发明差很多。
上述参照实施例对一种高速列车制动盘用钢的热处理方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。