具有“绿色钢材”美誉的非调质钢因省去了淬火+高温回火(调质处理)等工序，具有良好的经济和社会效益，在汽车等机械制造业中得到广泛应用[1]。非调质钢按组织形态可分为铁素体+珠光体型、贝氏体型及马氏体型，其中应用量最大的是铁素体+珠光体型非调质钢，多用来制造曲轴、连杆等对强韧性要求相对较低的零部件。近年来，随着轻量化和节能减排等需求的不断提高，具有更高强度和良好韧性的贝氏体型非调质钢得到了越来越多的应用，用于制造汽车前轴、转向节等对强度特别是对韧性要求高的保安部件[2~8]。在最新修订的我国国家标准GB/T 15712-2016《非调质机械结构钢》中，结合我国国情纳入了2个贝氏体型非调质钢牌号F12Mn2VBS和F25Mn2CrVS。国外则开发出了20MnCrMo7 (德国)、25MnCrSiBV6 (法国)、25MnCrV (日本)等牌号的贝氏体型非调质钢[2,6]。考虑到经济性，这些钢种多为低碳(≤0.25%C，质量分数)，并采用Mn、Cr等合金化和V、B等微合金化，以期在锻后较宽的空冷速率范围内均可获得贝氏体组织，即对冷速的敏感性尽可能低些，以适应工业化批量生产不同截面尺寸零件的要求[2]。

在实际生产过程中，因钢材成分和锻造工艺波动以及锻件截面尺寸的变化，锻件组织中有时会不可避免地出现一定量的马氏体组织，从而影响锻件的性能特别是韧性，因而贝氏体型非调质钢锻件有时还需要进行适当的锻后回火处理，以调整组织、改善韧性并降低锻造残余应力[2,6]。此外，贝氏体型非调质钢的屈服强度偏低，锻后回火处理还将有利于提高屈强比[9]。回火处理对贝氏体钢组织性能的影响已有较多研究[9~11]，然而对贝氏体型非调质钢组织性能影响的研究工作十分有限[12~14]。Zhou等[11]和彭金明等[12]针对回火温度和时间对具有粒状贝氏体组织的20Mn2SiCrMoVTi钢力学性能的研究表明，屈服强度在350 ℃回火时达到峰值，而抗拉强度随回火温度升高而单调降低。Xu等[14]对具有贝氏体/马氏体复相组织的一种Mn-Cr-V-Ti钢的研究发现，200 ℃回火处理后可获得最佳的强韧性配合。本工作在前期研究[14,15]的基础上，通过优化锻造工艺，获得了一种以板条状下贝氏体组织为主、锻态抗拉强度高达1420 MPa的贝氏体型非调质钢，并进一步探讨回火处理对其微观组织和力学性能的影响规律，以期获得良好的综合力学性能，为优化其热处理工艺提供理论依据和实践指导。

实验用钢为实验室真空感应炉冶炼的钒钛复合微合金化的Mn-Cr-V-Ti系贝氏体非调质钢，其化学成分(质量分数，%)为：C 0.23，Mn 2.03，Cr 0.55，Si 0.45，V 0.14，Ti 0.045，N 0.08，Al 0.029，P 0.008，S 0.044，Fe余量。将中部直径为175 mm的锥形钢锭扒皮，在电炉中加热到1200 ℃并保温2 h后改锻为直径16 mm的圆棒，终锻温度约为700 ℃。改锻后的棒料在静止空气中冷却至室温。随后对锻态棒料进行不同回火温度(200~500 ℃)热处理，保温2 h后空冷至室温。

将上述实验料沿着棒料长度方向加工成标准拉伸试样(直径d0=5 mm，标距l0=5d0)、Charpy-U型缺口冲击试样(10 mm×10 mm×55 mm)。在SUNS UTM5305型万能拉伸试验机进行室温拉伸实验，拉伸速率1 mm/min，实验结果为至少2个试样的平均值。各选取2个冲击试样分别在JBDS-300B型冲击试验机和NI750C型示波冲击试验机上进行冲击实验。在EVO18扫描电子显微镜(SEM)下观察冲击断口形貌。

试样经过研磨、机械抛光后用3% (体积分数)的硝酸酒精溶液腐蚀，随后在Axio Vert A1型正置光学显微镜(OM)和SEM下观察组织形貌。试样经研磨和电解抛光后，采用D/MAX 2500型X射线衍射仪(XRD)测定钢中残余奥氏体含量(Cu靶，工作电流200 mA，电压40 kV，扫描速率2°/min)，对检测的峰谱用XRD附带软件分析(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射峰的角度、半高宽以及积分强度，通过对比法得到奥氏体体积分数[16]。试样经研磨后用冲孔机冲成直径3 mm的圆片，然后在双喷电解减薄仪上减薄，双喷液为无水乙醇+6% (体积分数)高氯酸溶液，随后在JEM-F200透射电镜(TEM)下观察样品的微观组织形貌。双喷减薄的电子背散射衍射(EBSD)试样在附带EBSD探头的PHI 710 Auger能谱仪上进行，其中扫描步长0.18 μm，扫描面积20 μm×20 μm。纳米压痕试样的制备过程如下：首先在冲击试样尾部线切割5 mm厚试样并镶嵌后研磨、机械抛光，然后在3%硝酸酒精溶液中腐蚀，随后先在OM下观察组织形貌，寻找组织较为均匀的区域，用标记笔进行标记，以便试样在Nano Indenter G200纳米压痕仪上确定测试位置。测试系统的参数设置为压头加载时间5 s，保载时间5 s，卸载时间5 s，加载力为3000 μN，对每个样品测试25个点(5行、5列，间距20 μm，S型路径)。随后用SEM对每个压痕进行观察并拍照，确定压痕所在位置及硬度，对相同组织类型的硬度进行均值计算得到组织的纳米压痕硬度。

实验用钢在锻态时微观组织的OM和SEM像如图1所示。由于钢中添加了Mn、Cr等提高淬透性元素，并且终锻温度较低，实验用钢锻态空冷组织主要为下贝氏体(lower lath-bainite，LLB)和粒状贝氏体(granular bainite，GB)的复相形貌。粒状贝氏体由铁素体基体与岛状马氏体/奥氏体(M/A)组元组成。M/A组元多为M+A的混合体，也有单一的马氏体或奥氏体[9]。M/A组元主要呈块状和细小短棒状，其中，块状的M/A组元多分布于原奥氏体晶界(prior austenite grain boundary，PAGB)或其附近，而细小短棒状M/A多分布于铁素体基体内或板条界处，这主要是由于相变过程中C扩散差异及体积束缚效应所致[9]。XRD测定的残余奥氏体的体积分数为2.4%，该值明显低于传统粒状贝氏体组织中的残余奥氏体含量(10%~12%)[12~15]。结合前期研究[15]及随后的EBSD分析，实验用钢锻态组织中M/A组元体积分数为7.5%±0.4%，其中粗大块状M/A组元以马氏体为主。

图2为锻态钢在不同温度回火后的SEM像。可见，锻态钢经200 ℃回火后显微组织变化不明显(图2a)；300 ℃回火后部分块状M/A组元开始分解(图2b)；随着回火温度升高至400 ℃，实验用钢组织中的块状M/A组元大多分解为铁素体和渗碳体，板条界面及晶粒边界变得模糊，并有许多细小弥散的渗碳体析出(图2c)；回火温度继续升高至500 ℃，板条界面及晶粒边界变得更加模糊，组织中已难以发现大块状M/A组元，组织更加均匀，有大量细小弥散的渗碳体颗粒(图2d)。

图3为实验用钢在不同状态下微观组织的TEM像。可见，锻态钢的贝氏体板条中具有高的位错密度和条片状渗碳体，贝氏体板条平均宽度(0.29±0.11) μm (图3a)；在200 ℃回火后组织中仍然可见高密度的位错及清晰的贝氏体板条(图3c)；在400 ℃回火后位错密度明显降低，贝氏体板条变得模糊，在板条内可见有大量细小的板条状渗碳体析出，同时块状M/A组元开始分解为铁素体和渗碳体(图3d)；随着回火温度进一步提高到500 ℃，位错密度显著降低，贝氏体板条发生了明显的回复过程，板条几乎难以识别，同时渗碳体球化呈细小颗粒状分布，M/A分解后的渗碳体同样发生明显球化(图3e和f)。此外，钢中同时可见少量弥散分布的球状MC相，其尺寸为100~200 nm (图3b)。

图4为实验用钢在不同状态下的EBSD图像质量(IQ)图、相图及取向差分布，相图中红色区域为奥氏体，白色区域为铁素体，黑色线条代表>15°界面取向，蓝色线条为2°~15°界面取向。对比IQ图和相图(图4a和b)可知，锻态时残余奥氏体主要分布在原奥氏体晶界或板条界处，粗大的块状M/A主要以马氏体为主；随着回火温度的提高，块状奥氏体逐渐减少，特别是500 ℃回火后更为明显。从图4f中可以看出，实验用钢在不同状态下的组织取向差分布主要分布在<10°和>50°范围内[17]。总体而言，随着回火温度的升高，小角度(2°~15°)板条取向差比例略微有所增加，其中400和500 ℃回火样品增加的幅度较大。这表明，小角度的贝氏体板条发生回复，相邻板条间取向差有所增大。由于相邻的板条束合并，板条束的宽度逐渐增加。

图5为实验用钢的拉伸性能随回火温度的变化，图中同时给出了常用的调质钢42CrMo和40Cr钢的拉伸性能[18,19]。可见，随着回火温度升高，实验用钢的抗拉强度逐渐降低，且回火温度在400 ℃以上时下降更为明显，从锻态的1418 MPa逐渐降低到500 ℃回火时的1094 MPa，降低幅度为22.8%；实验用钢的屈服强度随回火温度升高则呈现先增加后降低的趋势，在400 ℃回火时达到峰值1111 MPa，在500 ℃回火时明显降低(1020 MPa)，但仍与实验用钢锻态时的屈服强度(1029 MPa)相当。实验用钢强度随回火温度的这种变化特征使得其屈强比逐渐提高，由锻态时的0.73逐渐升高至500 ℃回火时的0.93。实验用钢的塑性(断后伸长率和面缩率)随回火温度的升高均总体上有所增加。可以看出，即使500 ℃回火时的实验用钢，仍具有与42CrMo、40Cr钢调质处理后相当的拉伸性能。

图6为不同状态实验用钢冲击实验时载荷(能量)-位移线图，其中，Py为屈服力，Pm为最大冲击力，Pf为不稳定裂纹开始扩展力，Pa为不稳定裂纹扩展终止力，在Pm和Pf范围内为裂纹稳定扩展阶段，Pf与Pa范围内为裂纹不稳定扩展阶段[11]。可见，锻态、200 ℃及400 ℃回火样品的载荷-位移曲线的形貌相似，Pf与Pa之间呈线性关系，存在失稳现象，具有脆性断裂特征，整体曲线形貌表现出材料的半脆性特征；与上述曲线不同的是，500 ℃回火样品的Pf与Pa之间裂纹缓慢扩展，不存在失稳现象，材料表现出良好的韧性特质。上述结果表明，裂纹不稳定扩展阶段对500 ℃回火样品冲击吸收功的贡献较其它阶段大。

为了定量地分析冲击过程中不同阶段的吸收功情况，通常可将冲击过程分为5个阶段[11]，分别为弹性变形功E1(开始到Py时的吸收功)、塑性变形功E2(Py到Pm时的吸收功)、裂纹稳定扩展功E3(Pm与Pf之间吸收功)、裂纹撕裂功E4(Pf到Pa之间的吸收功)、裂纹剩余扩展功E5(Pa到最后吸收功)。图7a为实验用钢冲击过程中不同阶段的吸收功情况，图7b为总冲击功随回火温度的变化。可见，200 ℃回火样品的E2较高，500 ℃回火样品的E4得到明显提高。总体而言，随着回火温度的升高，实验用钢的冲击功表现出先升高后降低的变化趋势，400 ℃回火样品呈现出最低的冲击功(45 J)，即表现出回火脆性特征，500 ℃回火样品具有最高的冲击功(81 J)，较锻态样品(64 J)提高约27%。此外，500 ℃回火样品具有与42CrMo、40Cr钢调质处理后相当的冲击功。

图8为实验用钢在不同状态下的冲击断口形貌。可见，锻态样品和200 ℃回火样品的冲击断口主要呈解理或准解理断裂，同时还存在有包含细小韧窝的韧性撕裂带和韧窝(图中箭头所示)，其中200 ℃回火样品的韧性撕裂带和韧窝较锻态样品明显增多，且解理断裂单元的尺寸有所减小，从而呈现出较高的韧性。400 ℃回火样品的冲击断口则呈现出准解理及一定程度的脆性沿晶断裂的混合断裂机制，沿晶断裂的出现使得其呈现出冲击功谷值。500 ℃回火样品主要呈现韧窝大小不一的韧性断裂，从而呈现出最高的冲击功。这表明实验用钢在不同状态下冲击断口的断裂特点与其冲击功相对应。

实验用钢锻态组织主要由粒状贝氏体+板条下贝氏体构成，因此在回火过程中的组织变化必然影响其力学性能。随着回火温度升高，实验用钢锻态组织会发生具有软化效应的回复，板条贝氏体中板条块通过界面合并变宽，使得板条块逐渐变宽，回火温度升高到500 ℃时已经不易区分板条边界；同时，随着回火温度的升高，位错进行不断的滑移重组或对消而使得位错密度逐渐降低(图2和3)，这些均使得材料基体产生软化[20,21]。另一方面，随着回火温度的提高，贝氏体铁素体中过饱和C发生扩散而析出细小的渗碳体，这些析出相起到钉扎位错作用而产生析出强化的效果，且M/A组元中的马氏体和残余奥氏体分解转变为碳化物析出也会起到类似的效果[21]。因此，回火过程中存在着相互竞争的软化效应和硬化效应。综合作用的结果是抗拉强度随着回火温度升高呈现不断下降的趋势，主要是由于回火过程中的回复、位错密度降低等软化硬化效应大于析出强化等硬化效应所致[20]。随着回火温度升高，屈服强度呈现先增加后降低，在400 ℃时呈现峰值。这主要是由于内应力的释放和碳化物的析出有助于提高屈服强度，在400 ℃回火时因大量细小渗碳体的析出使得屈服强度明显提高(图3d)；当回火温度继续增加，碳化物明显球化，位错也逐渐消失，碳化物钉扎晶界、位错的作用减弱，导致屈服强度不再升高反而降低。实验用钢抗拉强度和屈服强度随回火温度的这种变化规律使得屈强比得到明显提高(图5c)。

屈强比偏低是影响贝氏体型非调质钢在某些情况下应用的一个瓶颈。研究[22,23]表明，高强度钢的屈强比与组织中的软、硬相的强度(硬度)差有关，强度差越小，屈强比越大。这是由于在外力的作用下，软相组织会优先发生塑性变形而产生应力集中，当应力集中遇到硬度相差小的硬相时，也将产生塑性变形，释放了软相的应力集中，避免了孔洞的产生而延迟了断裂[24]。通过纳米压痕实验得到板条贝氏体LLB、粒状贝氏体GB的纳米压痕硬度见图9。可见，随着回火温度的升高，实验用钢粒状贝氏体区域的纳米硬度逐渐增加，下贝氏体板条区域的纳米硬度逐渐降低，即两者之间的硬度差逐渐减小。因此，实验用钢锻后采用适当回火处理能够提高屈强比，有利于扩大其应用范围。

如前所述，实验用钢锻态组织中含有一定量的M/A组元，其含量、尺寸及形貌对钢的韧性具有显著的影响[9,25,26]。这是由于尺寸较大的M/A组元相当于镶嵌于贝氏体铁素体基体中的硬脆相，能够提高钢的强度，但当受外加冲击载荷作用时，M/A组元一方面能够阻碍位错的运动，造成位错塞积；另一方面，因M/A组元与铁素体变形能力不同而导致变形不协调，进而产生额外内应力。塞积的位错与变形不协调应力的交互作用而容易引起应力集中，当该应力集中超过M/A组元强度或界面结合强度时，导致M/A组元自身开裂或与基体界面发生分离，从而引起微裂纹，造成解理断裂，恶化钢的韧性[9,25]。当M/A组元呈伸长条块状位于原奥氏体晶界时，其对韧性的恶化程度变得更为显著[26]。图10a和b为锻态样品冲击断口的剖面形貌。可见，在M/A与基体界面处或因M/A开裂而萌生了微裂纹(图10a和b中箭头所示)。与具有较多粗大M/A组元的贝氏体型非调质钢锻态冲击功(U型冲击功约53 J)[14]相比，因本实验锻态钢中的M/A组元尺寸较为细小且含量较低，因而尽管其强度得到显著提高，仍呈现出较好的韧性(约64 J)。

当在较低温度如200 ℃回火时，除位错密度降低和马氏体的低温回火外，微观组织没有明显的变化。马氏体的低温回火及内应力的释放有利于改善钢的韧性，这使得冲击功有所提高。然而，继续提高回火温度到300和400 ℃时，大块状的部分M/A组元因稳定性低而开始发生分解，细小的M/A组元则变化较小(图2)。因大块状M/A组元多位于原奥氏体晶界或其附近，大块状M/A组元分解形成的粗大碳化物使得微裂纹易在原奥氏体晶界处萌生和扩展[13,14](图10c和d)，从而在冲击断口上呈现出一定程度的脆性沿晶断裂特征(图8c)，这是400 ℃回火样品冲击功最低的主要原因。当然，不可避免地P、S等杂质元素在原奥氏体晶界的偏聚亦会促进回火脆性的产生。继续提高回火温度到500 ℃，冲击功得到显著提高，这主要是由于基体组织发生了较充分的回复，块状M/A组元几乎完全消失，渗碳体球化且分布更加均匀，特别是在原奥氏体晶界的渗碳体断开球化，对韧性的危害减弱。

(1) 实验用钢锻态组织为板条状下贝氏体+粒状贝氏体的混合组织。随着回火温度升高，组织逐渐发生回复，M/A组元逐渐分解，并析出细小的渗碳体；当回火温度升高到500 ℃，组织显著回复，M/A组元完全分解，渗碳体球化。

(2) 随着回火温度升高，实验用钢的抗拉强度逐渐降低，从锻态的1418 MPa逐渐降低到500 ℃回火时的1094 MPa，降低幅度为22.8%；而屈服强度则呈现先缓慢增加后降低的变化趋势，在400 ℃达到峰值。实验用钢强度随回火温度的这种变化规律使得屈强比由锻态时的0.73逐渐升高至500 ℃回火时的0.93。

(3) 实验用钢的冲击功随回火温度升高呈现先升高后降低再升高的变化趋势，在400 ℃时降低到谷值，呈现出一定的回火脆性，这主要与M/A组元的分解等因素有关；500 ℃回火样品冲击功明显提高，较锻态样品提高约27%。

(4) 实验用钢锻后进行适当的回火温度处理，有利于获得与调质合金钢相当的良好综合力学性能，从而有助于扩大其应用范围。