无碳化物贝氏体钢具有良好的塑韧性配合,成为第三代先进高强钢的备选钢种。但由于无碳化物贝氏体的热处理周期较长且等温淬火组织强度偏低,因此本文提出成分优化和预生成马氏体诱发贝氏体转变相结合的解决思路。论文以中碳合金钢41MnSiCr钢和高碳合金钢50MnSiCr钢两种合金钢为研究对象,首先通过热膨胀实验研究了的贝氏体转变动力学行为并确定了不同热处理方式的工艺参数,通过对热处理样品进行组织以及性能表征,建立了实验钢的成分-工艺-组织-性能关系,研究取得如下结果。（1）41MnSiCr钢奥氏体化以后在Ms点以上不同温度进行等温淬火处理时,室温下的组织为无碳化物贝氏体以及等温后降温过程中转变的二次马氏体。随着等温淬火温度的下降,贝氏体转变的孕育期和转变完成时间缩短,贝氏体转变过程中的最大转变速率降低。41MnSiCr钢奥氏体化以后在360℃×0.5h的等温淬火获得最佳强塑性配合,此时组织中奥氏体含量为21.2%,屈服强度876 MPa,抗拉强度1305 MPa,延伸率24.9%。（2）41MnSiCr钢奥氏体化以后在Ms点以下不同温度进行等温处理时,先是冷却过程中形成一部分马氏体,然后在等温过程中发生贝氏体转变。随着等温温度的降低,预生成马氏体含量增加,贝氏体转变速率降低,但由于贝氏体转变量减少贝氏体转变完成需要时间缩短;组织中残余奥氏体的体积分数减少,钢的抗拉强度升高,塑性下降。41MnSiCr钢奥氏体化以后在300℃×0.5 h的等温淬火获得最佳强塑性配合,此时组织中奥氏体含量为17.2%,屈服强度937 MPa,抗拉强度1318 MPa,延伸率21.3%。（3）41MnSiCr钢奥氏体化以后淬火到Ms点以下温度,然后加热至400℃保温1 h,冷却过程中形成一部分马氏体,然后升温和保温的过程中发生贝氏体转变。随着淬火终止温度的降低,无碳化物贝氏体转变终止所需要的时间逐渐缩短,预生成马氏体不仅加速了贝氏体转变的速率,还增加了贝氏体转变的含量。41MnSiCr钢奥氏体化以后淬火到210℃后在400℃炉中加热保温1 h获得最佳强塑性配合,此时组织中残留奥氏体含量为11.6%,屈服强度1302 MPa,抗拉强度1602 MPa,延伸率17.8%。（3）50MnSiCr钢奥氏体化以后淬火到Ms点以上温度进行等温处理时,室温组织为等温过程中生成的无碳化物贝氏体和等温后降温过程生成的马氏体。随着等温温度的降低,马氏体含量减少,残余奥氏体含量降低。50MnSiCr钢在330℃等温淬火时钢获得最优的综合力学性能,此时组织中奥氏体含量为24.2%,屈服强度905 MPa,抗拉强度1470MPa,延伸率19.0%。50MnSiCr钢360℃等温淬火后+400℃回火,组织中二次马氏体减少,奥氏体含量提高,获得最优的综合力学性能,此时组织中奥氏体含量为27.5%,屈服强度957 MPa,抗拉强度1421 MPa,延伸率27.7%。（4）50MnSiCr钢奥氏体化以后淬火到Ms点以下温度再在400℃加热保温1 h处理时发生马氏体和贝氏体两种转变,马氏体在淬火冷却时生成,贝氏体在二次加热保温时生成。随着淬火终止温度的降低,一次马氏体含量增加,贝氏体转变孕育期延长转变速度下降。随着淬火终止温度的降低,试样的屈服强度和抗拉强度逐渐升高。经过不同淬火终止温度升温至400℃保温1h后,淬火终止温度为210℃时获得高塑性,此时组织中奥氏体含量为23.1%,屈服强度1143MPa,抗拉强度1646MPa,延伸率19.0%;淬火终止温度为120℃时获得超高强度,奥氏体含量为15.6%,屈服强度1595 MPa,抗拉强度1853 MPa,延伸率13.7%。