具有“綠色鋼材”美譽的非調質鋼因省去了淬火+高溫回火(調質處理)等工序，具有良好的經濟和社會效益，在汽車等機械制造業中得到廣泛應用[1]。非調質鋼按組織形態可分為鐵素體+珠光體型、貝氏體型及馬氏體型，其中應用量最大的是鐵素體+珠光體型非調質鋼，多用來制造曲軸、連桿等對強韌性要求相對較低的零部件。近年來，隨著輕量化和節能減排等需求的不斷提高，具有更高強度和良好韌性的貝氏體型非調質鋼得到了越來越多的應用，用于制造汽車前軸、轉向節等對強度特別是對韌性要求高的保安部件[2~8]。在最新修訂的我國國家標準GB/T 15712-2016《非調質機械結構鋼》中，結合我國國情納入了2個貝氏體型非調質鋼牌號F12Mn2VBS和F25Mn2CrVS。國外則開發出了20MnCrMo7 (德國)、25MnCrSiBV6 (法國)、25MnCrV (日本)等牌號的貝氏體型非調質鋼[2,6]。考慮到經濟性，這些鋼種多為低碳(≤0.25%C，質量分數)，并采用Mn、Cr等合金化和V、B等微合金化，以期在鍛后較寬的空冷速率范圍內均可獲得貝氏體組織，即對冷速的敏感性盡可能低些，以適應工業化批量生產不同截面尺寸零件的要求[2]。

在實際生產過程中，因鋼材成分和鍛造工藝波動以及鍛件截面尺寸的變化，鍛件組織中有時會不可避免地出現一定量的馬氏體組織，從而影響鍛件的性能特別是韌性，因而貝氏體型非調質鋼鍛件有時還需要進行適當的鍛后回火處理，以調整組織、改善韌性并降低鍛造殘余應力[2,6]。此外，貝氏體型非調質鋼的屈服強度偏低，鍛后回火處理還將有利于提高屈強比[9]。回火處理對貝氏體鋼組織性能的影響已有較多研究[9~11]，然而對貝氏體型非調質鋼組織性能影響的研究工作十分有限[12~14]。Zhou等[11]和彭金明等[12]針對回火溫度和時間對具有粒狀貝氏體組織的20Mn2SiCrMoVTi鋼力學性能的研究表明，屈服強度在350 ℃回火時達到峰值，而抗拉強度隨回火溫度升高而單調降低。Xu等[14]對具有貝氏體/馬氏體復相組織的一種Mn-Cr-V-Ti鋼的研究發現，200 ℃回火處理后可獲得最佳的強韌性配合。本工作在前期研究[14,15]的基礎上，通過優化鍛造工藝，獲得了一種以板條狀下貝氏體組織為主、鍛態抗拉強度高達1420 MPa的貝氏體型非調質鋼，并進一步探討回火處理對其微觀組織和力學性能的影響規律，以期獲得良好的綜合力學性能，為優化其熱處理工藝提供理論依據和實踐指導。

實驗用鋼為實驗室真空感應爐冶煉的釩鈦復合微合金化的Mn-Cr-V-Ti系貝氏體非調質鋼，其化學成分(質量分數，%)為：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。將中部直徑為175 mm的錐形鋼錠扒皮，在電爐中加熱到1200 ℃并保溫2 h后改鍛為直徑16 mm的圓棒，終鍛溫度約為700 ℃。改鍛后的棒料在靜止空氣中冷卻至室溫。隨后對鍛態棒料進行不同回火溫度(200~500 ℃)熱處理，保溫2 h后空冷至室溫。

將上述實驗料沿著棒料長度方向加工成標準拉伸試樣(直徑d0=5 mm，標距l0=5d0)、Charpy-U型缺口沖擊試樣(10 mm×10 mm×55 mm)。在SUNS UTM5305型萬能拉伸試驗機進行室溫拉伸實驗，拉伸速率1 mm/min，實驗結果為至少2個試樣的平均值。各選取2個沖擊試樣分別在JBDS-300B型沖擊試驗機和NI750C型示波沖擊試驗機上進行沖擊實驗。在EVO18掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察沖擊斷口形貌。

試樣經過研磨、機械拋光后用3% (體積分數)的硝酸酒精溶液腐蝕，隨后在Axio Vert A1型正置光學顯微鏡(OM)和SEM下觀察組織形貌。試樣經研磨和電解拋光后，采用D/MAX 2500型X射線衍射儀(XRD)測定鋼中殘余奧氏體含量(Cu靶，工作電流200 mA，電壓40 kV，掃描速率2°/min)，對檢測的峰譜用XRD附帶軟件分析(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射峰的角度、半高寬以及積分強度，通過對比法得到奧氏體體積分數[16]。試樣經研磨后用沖孔機沖成直徑3 mm的圓片，然后在雙噴電解減薄儀上減薄，雙噴液為無水乙醇+6% (體積分數)高氯酸溶液，隨后在JEM-F200透射電鏡(TEM)下觀察樣品的微觀組織形貌。雙噴減薄的電子背散射衍射(EBSD)試樣在附帶EBSD探頭的PHI 710 Auger能譜儀上進行，其中掃描步長0.18 μm，掃描面積20 μm×20 μm。納米壓痕試樣的制備過程如下：首先在沖擊試樣尾部線切割5 mm厚試樣并鑲嵌后研磨、機械拋光，然后在3%硝酸酒精溶液中腐蝕，隨后先在OM下觀察組織形貌，尋找組織較為均勻的區域，用標記筆進行標記，以便試樣在Nano Indenter G200納米壓痕儀上確定測試位置。測試系統的參數設置為壓頭加載時間5 s，保載時間5 s，卸載時間5 s，加載力為3000 μN，對每個樣品測試25個點(5行、5列，間距20 μm，S型路徑)。隨后用SEM對每個壓痕進行觀察并拍照，確定壓痕所在位置及硬度，對相同組織類型的硬度進行均值計算得到組織的納米壓痕硬度。

實驗用鋼在鍛態時微觀組織的OM和SEM像如圖1所示。由于鋼中添加了Mn、Cr等提高淬透性元素，并且終鍛溫度較低，實驗用鋼鍛態空冷組織主要為下貝氏體(lower lath-bainite，LLB)和粒狀貝氏體(granular bainite，GB)的復相形貌。粒狀貝氏體由鐵素體基體與島狀馬氏體/奧氏體(M/A)組元組成。M/A組元多為M+A的混合體，也有單一的馬氏體或奧氏體[9]。M/A組元主要呈塊狀和細小短棒狀，其中，塊狀的M/A組元多分布于原奧氏體晶界(prior austenite grain boundary，PAGB)或其附近，而細小短棒狀M/A多分布于鐵素體基體內或板條界處，這主要是由于相變過程中C擴散差異及體積束縛效應所致[9]。XRD測定的殘余奧氏體的體積分數為2.4%，該值明顯低于傳統粒狀貝氏體組織中的殘余奧氏體含量(10%~12%)[12~15]。結合前期研究[15]及隨后的EBSD分析，實驗用鋼鍛態組織中M/A組元體積分數為7.5%±0.4%，其中粗大塊狀M/A組元以馬氏體為主。

圖2為鍛態鋼在不同溫度回火后的SEM像。可見，鍛態鋼經200 ℃回火后顯微組織變化不明顯(圖2a)；300 ℃回火后部分塊狀M/A組元開始分解(圖2b)；隨著回火溫度升高至400 ℃，實驗用鋼組織中的塊狀M/A組元大多分解為鐵素體和滲碳體，板條界面及晶粒邊界變得模糊，并有許多細小彌散的滲碳體析出(圖2c)；回火溫度繼續升高至500 ℃，板條界面及晶粒邊界變得更加模糊，組織中已難以發現大塊狀M/A組元，組織更加均勻，有大量細小彌散的滲碳體顆粒(圖2d)。

圖3為實驗用鋼在不同狀態下微觀組織的TEM像。可見，鍛態鋼的貝氏體板條中具有高的位錯密度和條片狀滲碳體，貝氏體板條平均寬度(0.29±0.11) μm (圖3a)；在200 ℃回火后組織中仍然可見高密度的位錯及清晰的貝氏體板條(圖3c)；在400 ℃回火后位錯密度明顯降低，貝氏體板條變得模糊，在板條內可見有大量細小的板條狀滲碳體析出，同時塊狀M/A組元開始分解為鐵素體和滲碳體(圖3d)；隨著回火溫度進一步提高到500 ℃，位錯密度顯著降低，貝氏體板條發生了明顯的回復過程，板條幾乎難以識別，同時滲碳體球化呈細小顆粒狀分布，M/A分解后的滲碳體同樣發生明顯球化(圖3e和f)。此外，鋼中同時可見少量彌散分布的球狀MC相，其尺寸為100~200 nm (圖3b)。

圖4為實驗用鋼在不同狀態下的EBSD圖像質量(IQ)圖、相圖及取向差分布，相圖中紅色區域為奧氏體，白色區域為鐵素體，黑色線條代表>15°界面取向，藍色線條為2°~15°界面取向。對比IQ圖和相圖(圖4a和b)可知，鍛態時殘余奧氏體主要分布在原奧氏體晶界或板條界處，粗大的塊狀M/A主要以馬氏體為主；隨著回火溫度的提高，塊狀奧氏體逐漸減少，特別是500 ℃回火后更為明顯。從圖4f中可以看出，實驗用鋼在不同狀態下的組織取向差分布主要分布在<10°和>50°范圍內[17]。總體而言，隨著回火溫度的升高，小角度(2°~15°)板條取向差比例略微有所增加，其中400和500 ℃回火樣品增加的幅度較大。這表明，小角度的貝氏體板條發生回復，相鄰板條間取向差有所增大。由于相鄰的板條束合并，板條束的寬度逐漸增加。

圖5為實驗用鋼的拉伸性能隨回火溫度的變化，圖中同時給出了常用的調質鋼42CrMo和40Cr鋼的拉伸性能[18,19]。可見，隨著回火溫度升高，實驗用鋼的抗拉強度逐漸降低，且回火溫度在400 ℃以上時下降更為明顯，從鍛態的1418 MPa逐漸降低到500 ℃回火時的1094 MPa，降低幅度為22.8%；實驗用鋼的屈服強度隨回火溫度升高則呈現先增加后降低的趨勢，在400 ℃回火時達到峰值1111 MPa，在500 ℃回火時明顯降低(1020 MPa)，但仍與實驗用鋼鍛態時的屈服強度(1029 MPa)相當。實驗用鋼強度隨回火溫度的這種變化特征使得其屈強比逐漸提高，由鍛態時的0.73逐漸升高至500 ℃回火時的0.93。實驗用鋼的塑性(斷后伸長率和面縮率)隨回火溫度的升高均總體上有所增加。可以看出，即使500 ℃回火時的實驗用鋼，仍具有與42CrMo、40Cr鋼調質處理后相當的拉伸性能。

圖6為不同狀態實驗用鋼沖擊實驗時載荷(能量)-位移線圖，其中，Py為屈服力，Pm為最大沖擊力，Pf為不穩定裂紋開始擴展力，Pa為不穩定裂紋擴展終止力，在Pm和Pf范圍內為裂紋穩定擴展階段，Pf與Pa范圍內為裂紋不穩定擴展階段[11]。可見，鍛態、200 ℃及400 ℃回火樣品的載荷-位移曲線的形貌相似，Pf與Pa之間呈線性關系，存在失穩現象，具有脆性斷裂特征，整體曲線形貌表現出材料的半脆性特征；與上述曲線不同的是，500 ℃回火樣品的Pf與Pa之間裂紋緩慢擴展，不存在失穩現象，材料表現出良好的韌性特質。上述結果表明，裂紋不穩定擴展階段對500 ℃回火樣品沖擊吸收功的貢獻較其它階段大。

為了定量地分析沖擊過程中不同階段的吸收功情況，通常可將沖擊過程分為5個階段[11]，分別為彈性變形功E1(開始到Py時的吸收功)、塑性變形功E2(Py到Pm時的吸收功)、裂紋穩定擴展功E3(Pm與Pf之間吸收功)、裂紋撕裂功E4(Pf到Pa之間的吸收功)、裂紋剩余擴展功E5(Pa到最后吸收功)。圖7a為實驗用鋼沖擊過程中不同階段的吸收功情況，圖7b為總沖擊功隨回火溫度的變化。可見，200 ℃回火樣品的E2較高，500 ℃回火樣品的E4得到明顯提高。總體而言，隨著回火溫度的升高，實驗用鋼的沖擊功表現出先升高后降低的變化趨勢，400 ℃回火樣品呈現出最低的沖擊功(45 J)，即表現出回火脆性特征，500 ℃回火樣品具有最高的沖擊功(81 J)，較鍛態樣品(64 J)提高約27%。此外，500 ℃回火樣品具有與42CrMo、40Cr鋼調質處理后相當的沖擊功。

圖8為實驗用鋼在不同狀態下的沖擊斷口形貌。可見，鍛態樣品和200 ℃回火樣品的沖擊斷口主要呈解理或準解理斷裂，同時還存在有包含細小韌窩的韌性撕裂帶和韌窩(圖中箭頭所示)，其中200 ℃回火樣品的韌性撕裂帶和韌窩較鍛態樣品明顯增多，且解理斷裂單元的尺寸有所減小，從而呈現出較高的韌性。400 ℃回火樣品的沖擊斷口則呈現出準解理及一定程度的脆性沿晶斷裂的混合斷裂機制，沿晶斷裂的出現使得其呈現出沖擊功谷值。500 ℃回火樣品主要呈現韌窩大小不一的韌性斷裂，從而呈現出最高的沖擊功。這表明實驗用鋼在不同狀態下沖擊斷口的斷裂特點與其沖擊功相對應。

實驗用鋼鍛態組織主要由粒狀貝氏體+板條下貝氏體構成，因此在回火過程中的組織變化必然影響其力學性能。隨著回火溫度升高，實驗用鋼鍛態組織會發生具有軟化效應的回復，板條貝氏體中板條塊通過界面合并變寬，使得板條塊逐漸變寬，回火溫度升高到500 ℃時已經不易區分板條邊界；同時，隨著回火溫度的升高，位錯進行不斷的滑移重組或對消而使得位錯密度逐漸降低(圖2和3)，這些均使得材料基體產生軟化[20,21]。另一方面，隨著回火溫度的提高，貝氏體鐵素體中過飽和C發生擴散而析出細小的滲碳體，這些析出相起到釘扎位錯作用而產生析出強化的效果，且M/A組元中的馬氏體和殘余奧氏體分解轉變為碳化物析出也會起到類似的效果[21]。因此，回火過程中存在著相互競爭的軟化效應和硬化效應。綜合作用的結果是抗拉強度隨著回火溫度升高呈現不斷下降的趨勢，主要是由于回火過程中的回復、位錯密度降低等軟化硬化效應大于析出強化等硬化效應所致[20]。隨著回火溫度升高，屈服強度呈現先增加后降低，在400 ℃時呈現峰值。這主要是由于內應力的釋放和碳化物的析出有助于提高屈服強度，在400 ℃回火時因大量細小滲碳體的析出使得屈服強度明顯提高(圖3d)；當回火溫度繼續增加，碳化物明顯球化，位錯也逐漸消失，碳化物釘扎晶界、位錯的作用減弱，導致屈服強度不再升高反而降低。實驗用鋼抗拉強度和屈服強度隨回火溫度的這種變化規律使得屈強比得到明顯提高(圖5c)。

屈強比偏低是影響貝氏體型非調質鋼在某些情況下應用的一個瓶頸。研究[22,23]表明，高強度鋼的屈強比與組織中的軟、硬相的強度(硬度)差有關，強度差越小，屈強比越大。這是由于在外力的作用下，軟相組織會優先發生塑性變形而產生應力集中，當應力集中遇到硬度相差小的硬相時，也將產生塑性變形，釋放了軟相的應力集中，避免了孔洞的產生而延遲了斷裂[24]。通過納米壓痕實驗得到板條貝氏體LLB、粒狀貝氏體GB的納米壓痕硬度見圖9。可見，隨著回火溫度的升高，實驗用鋼粒狀貝氏體區域的納米硬度逐漸增加，下貝氏體板條區域的納米硬度逐漸降低，即兩者之間的硬度差逐漸減小。因此，實驗用鋼鍛后采用適當回火處理能夠提高屈強比，有利于擴大其應用范圍。

如前所述，實驗用鋼鍛態組織中含有一定量的M/A組元，其含量、尺寸及形貌對鋼的韌性具有顯著的影響[9,25,26]。這是由于尺寸較大的M/A組元相當于鑲嵌于貝氏體鐵素體基體中的硬脆相，能夠提高鋼的強度，但當受外加沖擊載荷作用時，M/A組元一方面能夠阻礙位錯的運動，造成位錯塞積；另一方面，因M/A組元與鐵素體變形能力不同而導致變形不協調，進而產生額外內應力。塞積的位錯與變形不協調應力的交互作用而容易引起應力集中，當該應力集中超過M/A組元強度或界面結合強度時，導致M/A組元自身開裂或與基體界面發生分離，從而引起微裂紋，造成解理斷裂，惡化鋼的韌性[9,25]。當M/A組元呈伸長條塊狀位于原奧氏體晶界時，其對韌性的惡化程度變得更為顯著[26]。圖10a和b為鍛態樣品沖擊斷口的剖面形貌。可見，在M/A與基體界面處或因M/A開裂而萌生了微裂紋(圖10a和b中箭頭所示)。與具有較多粗大M/A組元的貝氏體型非調質鋼鍛態沖擊功(U型沖擊功約53 J)[14]相比，因本實驗鍛態鋼中的M/A組元尺寸較為細小且含量較低，因而盡管其強度得到顯著提高，仍呈現出較好的韌性(約64 J)。

當在較低溫度如200 ℃回火時，除位錯密度降低和馬氏體的低溫回火外，微觀組織沒有明顯的變化。馬氏體的低溫回火及內應力的釋放有利于改善鋼的韌性，這使得沖擊功有所提高。然而，繼續提高回火溫度到300和400 ℃時，大塊狀的部分M/A組元因穩定性低而開始發生分解，細小的M/A組元則變化較小(圖2)。因大塊狀M/A組元多位于原奧氏體晶界或其附近，大塊狀M/A組元分解形成的粗大碳化物使得微裂紋易在原奧氏體晶界處萌生和擴展[13,14](圖10c和d)，從而在沖擊斷口上呈現出一定程度的脆性沿晶斷裂特征(圖8c)，這是400 ℃回火樣品沖擊功最低的主要原因。當然，不可避免地P、S等雜質元素在原奧氏體晶界的偏聚亦會促進回火脆性的產生。繼續提高回火溫度到500 ℃，沖擊功得到顯著提高，這主要是由于基體組織發生了較充分的回復，塊狀M/A組元幾乎完全消失，滲碳體球化且分布更加均勻，特別是在原奧氏體晶界的滲碳體斷開球化，對韌性的危害減弱。

(1) 實驗用鋼鍛態組織為板條狀下貝氏體+粒狀貝氏體的混合組織。隨著回火溫度升高，組織逐漸發生回復，M/A組元逐漸分解，并析出細小的滲碳體；當回火溫度升高到500 ℃，組織顯著回復，M/A組元完全分解，滲碳體球化。

(2) 隨著回火溫度升高，實驗用鋼的抗拉強度逐漸降低，從鍛態的1418 MPa逐漸降低到500 ℃回火時的1094 MPa，降低幅度為22.8%；而屈服強度則呈現先緩慢增加后降低的變化趨勢，在400 ℃達到峰值。實驗用鋼強度隨回火溫度的這種變化規律使得屈強比由鍛態時的0.73逐漸升高至500 ℃回火時的0.93。

(3) 實驗用鋼的沖擊功隨回火溫度升高呈現先升高后降低再升高的變化趨勢，在400 ℃時降低到谷值，呈現出一定的回火脆性，這主要與M/A組元的分解等因素有關；500 ℃回火樣品沖擊功明顯提高，較鍛態樣品提高約27%。

(4) 實驗用鋼鍛后進行適當的回火溫度處理，有利于獲得與調質合金鋼相當的良好綜合力學性能，從而有助于擴大其應用范圍。