錳系低碳鑄鋼是鐵路貨車轉(zhuǎn)向架用鋼之一，由于這些轉(zhuǎn)向架在0℃以下使用，故而韌性在這類鋼種的最終性能中起到了關(guān)鍵性的作用。根據(jù)俄羅斯標(biāo)準(zhǔn)GOST32400-2013，20GL鋼在-60℃下的韌性必須至少為17J/cm2。

熱處理是鑄造轉(zhuǎn)向架制造中的關(guān)鍵工序之一，有助于提高轉(zhuǎn)向架的力學(xué)性能，特別是韌性。此外，化學(xué)成分、非金屬夾雜物和鑄件缺陷等因素對韌性也會(huì)有顯著影響。一些研究人員研究了這類鋼種的熱處理工藝，包括正火、正火+回火、雙重正火+回火、雙重淬火+回火、體表面淬火（VSQ）和氣流控制冷卻。正火是改善低合金低碳鋼微觀組織和力學(xué)性能的有效途徑。鑄鋼的正火過程通常是在Ac3線以上30-50℃范圍內(nèi)加熱，保溫一段時(shí)間，用空氣冷卻。錳系低碳鑄鋼（20GFL鋼）正火的最終組織是鐵素體-珠光體，其合金元素偏析，組織不均勻。為了消除這些缺陷，從而獲得更好的轉(zhuǎn)向架性能，通常在正火后使用回火。對于正火和回火等熱處理方法而言，在低溫下同時(shí)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度和韌性是至關(guān)重要的。

在雙重正火+回火處理中，鋼從奧氏體區(qū)和兩相區(qū)冷卻，然后進(jìn)行回火，從而形成了多邊形鐵素體、球狀珠光體和回火索氏體，進(jìn)而改善了鋼的沖擊性能。雙重回火+淬火是鋼在回火前先從奧氏體區(qū)淬火，然后從兩相區(qū)淬火。這種熱處理方法會(huì)形成準(zhǔn)多邊形針狀鐵素體和球狀滲碳體。Bagmet等人表明，這種三階段熱處理提高了低溫下的沖擊強(qiáng)度，因此，在-60℃時(shí)，夏比沖擊試樣的沖擊強(qiáng)度不低于24.5J/cm2。在VSQ中，鑄件用噴水冷卻，在鑄件壁上形成了一種梯度結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)由硬化的馬氏體狀表層和具有片狀珠光體組織的延性芯部組成。鋼的正火斷口與VSQ后斷口的主要區(qū)別在于斷口類型，其中VSQ后的斷口具有更高的韌性，其特征是韌性-脆性混合斷口，以準(zhǔn)解理面為主，韌性組分的比例略高。Vainshtein等人研究了均熱溫度和空冷速率對20GFL鋼的影響。較慢的冷卻速率導(dǎo)致組織不均勻的形成、碳化物的析出和奧氏體的碳貧化，在奧氏體晶界上形成珠光體網(wǎng)絡(luò)，降低沖擊強(qiáng)度。雖然提高冷卻速率有利于奧氏體向下貝氏體區(qū)轉(zhuǎn)變，從而在冷卻過程中提升了沖擊強(qiáng)度。在本研究中，主要考察了兩種溫度下奧氏體化后冷卻速率對GS20Mn5鋼組織和力學(xué)性能的影響。

1.1 鑄造工藝

為了生產(chǎn)GS20Mn5鋼，在5t感應(yīng)爐中使用廢鋼、硅鐵、中碳低硫錳鐵和低碳鉻鐵進(jìn)行冶煉。隨后，在鋼包中添加鋁以使鋼水脫氧，最后在粘土砂模具中制作了基爾試塊鑄件，其鋼樣化學(xué)成分如表1所示。

1.2 熱處理

奧氏體化處理后冷卻速率的確定是將從基爾試塊（尺寸170mm×20mm×20mm）上切得的試樣在880℃和930℃的爐中加熱2h，然后在不同的環(huán)境中冷卻到室溫。冷卻條件如表2所示，圖1示意性地顯示了冷卻通道裝置。為了確定從奧氏體化溫度到650℃的冷卻速率，將熱電偶插入到試樣末端的孔中，通過數(shù)據(jù)記錄器將溫度作為時(shí)間的函數(shù)進(jìn)行記錄。

1.3 評(píng)價(jià)

試樣在2%的Nital溶液中腐蝕10-12s。使用ImageJ軟件測定鐵素體和珠光體組織的百分比及其尺寸，借助配備EDAX分析儀的VEGA//TESACAN掃描電子顯微鏡觀察金相試樣，并利用該系統(tǒng)對沖擊試驗(yàn)產(chǎn)生的斷口進(jìn)行了分析。

根據(jù)俄羅斯標(biāo)準(zhǔn)GOST9454-78，用基爾試塊鑄件制作了尺寸為10mm×10mm×55mm的V型缺口沖擊試樣。對于每一種情況，都會(huì)對三個(gè)試樣進(jìn)行測試，取平均值。所有沖擊試驗(yàn)在-60℃下進(jìn)行，溫度由Cryo Porter CS80C儀器調(diào)節(jié)。

根據(jù)俄羅斯標(biāo)準(zhǔn)GOST1497-84，從基爾試塊鑄件中制作出直徑為5mm、初始長度為25mm的拉伸試樣。每種情況下，對三個(gè)試樣進(jìn)行測試并取平均值。

硬度試驗(yàn)按照維氏方法在Testor-2RC自動(dòng)系統(tǒng)上進(jìn)行，載荷為10kg。對于每一種情況，對三個(gè)試樣進(jìn)行測試并取平均值。

2.1 奧氏體化溫度的冷卻速率

在880℃和930℃的溫度下加熱2h，直到溫度降至650℃。最初冷卻速率很快，但在很短的一段時(shí)間后，不同冷卻環(huán)境導(dǎo)致的冷卻速率差異變得非常明顯。

在正?？諝庵欣鋮s的試樣的冷卻速率較低，約為1℃/s，而在不同濕度百分比的增壓空氣中冷卻的試樣的冷卻速率較高，在2.5-5.4℃/s之間變化。從圖2所示的結(jié)果可以看出，從880℃到930℃，隨著奧氏體化溫度的升高，冷卻速率略有增大。

2.2 力學(xué)性能與顯微組織

鋼樣的屈服強(qiáng)度（YS）、極限抗拉強(qiáng)度（UTS）、延伸率（El）和硬度的平均值如圖3所示。觀察到，GS20Mn5鋼的強(qiáng)度隨著濕度（或冷卻速率）的增加而增大，斜率較慢，但硬度隨著斜率的增大而增大。GS20Mn5鋼的強(qiáng)度和硬度的提高主要是由鋼組織引起的，組織中珠光體和鐵素體區(qū)分布不均勻。由于碳在凝固過程中被排入晶胞邊界，珠光體團(tuán)位于晶胞邊界，單個(gè)鐵素體位于晶胞中心。

隨著冷卻速率的增加，部分組織特征發(fā)生了變化。從提高試樣強(qiáng)度和硬度的因素來看，主要包括珠光體團(tuán)的體積分?jǐn)?shù)增大，單個(gè)鐵素體體積分?jǐn)?shù)、珠光體團(tuán)和單個(gè)鐵素體尺寸的減小。

圖4顯示了在880℃奧氏體化以及不同速率冷卻下試樣的顯微組織。結(jié)果表明，隨著冷卻介質(zhì)水分的增加，單個(gè)鐵素體和珠光體團(tuán)的尺寸變小，珠光體含量增加，鐵素體含量減少。珠光體的形態(tài)對力學(xué)性能也有影響。Calik等人報(bào)告說，當(dāng)鋼樣以較慢的速率冷卻時(shí)，碳可以擴(kuò)散得更遠(yuǎn)，富碳相Fe3C的間距更大，由此形成的珠光體被稱為“粗大珠光體”。當(dāng)鋼樣以較快的速率冷卻時(shí)，碳只能在短距離內(nèi)擴(kuò)散，從而在碳鋼中形成細(xì)小珠光體。圖5表明，隨著冷卻速率的增加，珠光體團(tuán)中的片層間距減小，粗大珠光體逐漸變成細(xì)小珠光體，這也是提高鋼材強(qiáng)度和硬度的一個(gè)因素，圖6顯示了GS20Mn5鋼在880℃奧氏體化后的珠光體組織。相比靜止空氣條件，在濕度為70%的增壓空氣中冷卻的試樣中的珠光體組織更細(xì)小。

相比880℃的奧氏體化條件，在930℃奧氏體化時(shí)，鋼樣的強(qiáng)度和硬度更高（圖3），因?yàn)樵诟叩臏囟认吕鋮s速率略高（圖2）。因此，較快的冷卻速率導(dǎo)致珠光體的體積增加，此外，珠光體的體積、珠光體團(tuán)的尺寸、單個(gè)鐵素體的尺寸以及珠光體團(tuán)中鐵素體和滲碳體層的厚度（圖5）都有所減小，這些變化使得強(qiáng)度和硬度提高。

圖7顯示了GS20Mn5鋼在-60℃下的沖擊功的平均值?；趫D7和圖2，隨著冷卻速率從1℃/s增加到2.8℃/s，鋼樣的沖擊功提高了約47%，但當(dāng)冷卻速率增加到5.3℃/s時(shí)，沖擊功急劇下降。與沖擊功相似，當(dāng)冷卻速率提高到2.8℃/s時(shí)，延伸率增大，然后減小。鑄造轉(zhuǎn)向架鋼棒的最重要的力學(xué)性能之一就是沖擊韌性，根據(jù)GOST32400規(guī)定，貨車轉(zhuǎn)向架鋼棒用鋼的沖擊韌性在-60℃時(shí)至少為17J/cm2。因此，如果將GS20Mn5鋼的冷卻速率提高到2.8℃/s，沖擊功將比要求的最小值高出76%。隨著冷卻速率的增加沖擊功增大，相關(guān)影響因素如圖7所示。珠光體和單個(gè)鐵素體的分布變得更加均勻，如圖4所示，與此同時(shí)，珠光體團(tuán)變小，最終失去其細(xì)長的形貌。

隨著冷卻速率的增加，珠光體團(tuán)中鐵素體和滲碳體層的厚度減小（圖5）。盡管珠光體組織中鐵素體層厚度減小，由此降低了沖擊韌性，但同時(shí)滲碳體層厚度的減小則改善了沖擊韌性。原則上來說，較高體積分?jǐn)?shù)的珠光體降低了延性和沖擊韌性。隨著冷卻速率增大，珠光體增加，沖擊功減小。當(dāng)沖擊功增大的因素占主導(dǎo)地位時(shí)，韌性增大，反之，韌性減小，在這些因素影響下沖擊功的變化如圖7所示。這些試樣的斷口如圖8所示，斷口形貌可以準(zhǔn)確地反映整個(gè)沖擊斷口的斷裂模式。在空冷試樣中，斷裂機(jī)制為韌性斷裂，以準(zhǔn)解理區(qū)為主。韌性組分主要是由準(zhǔn)解理區(qū)域包圍的小韌窩（圖8（a））。當(dāng)濕度達(dá)到50%時(shí)，韌性組分的小韌窩增加，而準(zhǔn)解理區(qū)域減少（圖8（b））。當(dāng)濕度增加高達(dá)70%時(shí)，斷口的大小韌窩都會(huì)增加（圖8（c））。隨后，當(dāng)濕度增加到90%時(shí)，就會(huì)形成尺寸較小的準(zhǔn)解理區(qū)域（圖8（d））。

隨著奧氏體化溫度的升高，奧氏體晶?？梢蚤L大，使得晶粒內(nèi)碳的分布更加均勻，有利于珠光體和鐵素體在組織中的均勻分布。因此，930℃奧氏體化改變了鐵素體和珠光體在組織中的分布，使其比880℃奧氏體化更加均勻，并且珠光體團(tuán)中滲碳體層的厚度更?。▓D5）。因此，在930℃奧氏體化的GS20Mn5鋼的沖擊功和延性更高（圖7）。

研究了兩種溫度奧氏體化后不同冷卻速率對鑄造轉(zhuǎn)向架用鋼GS20Mn5微觀組織和力學(xué)性能的影響，相關(guān)研究成果如下。

1）GS20Mn5鋼微觀組織由珠光體團(tuán)和單一鐵素體組成。

2）隨著冷卻速率的增加，珠光體團(tuán)的體積分?jǐn)?shù)增大，而單個(gè)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)減小。

3）隨著冷卻速率的增加，珠光體團(tuán)和單個(gè)鐵素體的尺寸減小。

4）隨著冷卻速率的增加，珠光體的形態(tài)由細(xì)長狀轉(zhuǎn)變?yōu)榉羌?xì)長狀，分布均勻。 

5）隨著冷卻速率的增加，珠光體組織變得更加細(xì)小。

6）提高奧氏體化溫度和冷卻速率對鋼組織幾乎具有相同的效果。 

7）隨著冷卻速率的增加，GS20Mn5鋼的硬度和拉伸性能增大。

8）隨著冷卻速率的增加，鋼樣的韌性和延性開始增大，但在某一點(diǎn)上開始下降。

9）隨著奧氏體化溫度的升高，鋼樣的韌性和延性增大。