謝章龍，劉振宇

(東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng)110819)

對(duì)于高強(qiáng)度馬氏體或貝氏體鋼，為了提高韌性，達(dá)到理想的強(qiáng)韌化平衡，通常采用淬火+分配、兩相區(qū)退火或臨界回火等工藝獲得一定量穩(wěn)定的殘余奧氏體(γR)實(shí)現(xiàn)韌化［1-4］，γR的高穩(wěn)定性主要通過(guò)富集C、Mn和Ni等奧氏體穩(wěn)定元素(尤其是C元素)來(lái)實(shí)現(xiàn)［3-5］.而對(duì)于深冷條件下需要高強(qiáng)韌平衡的9Ni鋼，無(wú)論采用QT或QLT，均采用高溫回火的方式獲得一定量γ′以實(shí)現(xiàn)韌化.多數(shù)研究者認(rèn)為一定量γ′的存在是9Ni具有高韌性的主要原因，且通過(guò)優(yōu)化回火工藝參數(shù)增加 γ′量能實(shí)現(xiàn)增韌［6-8］.也有研究表明，γ′的量和尺寸過(guò)大會(huì)導(dǎo)致穩(wěn)定性降低而惡化韌性［9］.有研究發(fā)現(xiàn)，細(xì)化晶粒尺寸也是低碳板條馬氏體鋼提高韌性的有效手段之一［10］.

目前，多數(shù)研究主要聚焦于9Ni鋼工藝開發(fā)以及不同工藝條件下γ′量、分布和穩(wěn)定性等對(duì)9Ni鋼低溫韌性的影響，很少分析基體組織特征及其對(duì)低溫韌性的影響，尤其是經(jīng)兩相區(qū)熱處理中基體組織的演變和合金元素的配分規(guī)律及其對(duì)增韌的影響尚未見報(bào)道.本文利用SEM、EPMA和EBSD等系統(tǒng)地研究了QT和QLT熱處理過(guò)程中的組織演變、合金元素配分、γ′的形成和分布規(guī)律等，重點(diǎn)分析了9Ni鋼板條馬氏體基體對(duì)增韌的影響.

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及工藝

實(shí)驗(yàn)用鋼為某鋼廠提供的20 mm厚鋼板，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%):C 0.038，Si 0.21，Mn 0.64，P 0.006，S 0.003，Ni 9.17.在 SETARAM Instrumentation差熱分析儀上采用 DSC(Differential Scanning Calorimetry)法測(cè)得加熱速率為5℃/min時(shí)Ac1溫度為572℃，Ac3溫度為725℃.通過(guò)大量熱處理試驗(yàn)得到20 mm厚9Ni鋼QT工藝的最優(yōu)化工藝參數(shù)為:800℃×1 h，水淬+580℃×1 h，水冷;為了與QT工藝條件下的組織性能進(jìn)行對(duì)比分析，QLT工藝參數(shù)設(shè)計(jì)為:800℃×1 h，水淬+670℃×1 h，水淬 +580℃×1 h，水冷.

1.2 組織性能檢測(cè)

淬火態(tài)試樣經(jīng)研磨、機(jī)械拋光、飽和苦味酸腐蝕后用Leica DMIRM金相顯微鏡進(jìn)行光學(xué)觀察，淬火態(tài)和成品試樣經(jīng)研磨、機(jī)械拋光、Lepera試劑腐蝕后使用FEI Quanta 600掃描電鏡進(jìn)行組織分析;截取成品試樣經(jīng)研磨、雙噴后采用FEI Tecnai G2F20型透射電鏡進(jìn)行組織觀察;成品試樣在3%HF+28%H2O2+69%H2O溶液中電解拋光1～2 min，采用PANALYTICAL PM3040/60 X射線衍射儀(Co，Kα1，λ =0.179 nm)進(jìn)行物相分析，步寬0.02°，采用 Miller［11］給出的奧氏體量計(jì)算公式計(jì)算γ′量.采用JEOL XM-8530F場(chǎng)發(fā)射電子探針?lè)治龊辖鹪谻、Si、Mn和Ni元素分布規(guī)律.

按照GB 24510-2009《低溫壓力容器用9%Ni鋼板》在鋼板上取樣并進(jìn)行力學(xué)性能檢測(cè)，沖擊試樣為10 mm ×10 mm×55 mm橫向標(biāo)準(zhǔn)V型缺口試樣，沖擊前將試樣和夾具放入-196℃液氮中保溫10 min以上，達(dá)到溫度均勻化后在Instron Dynatup 9250落槌沖擊實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn).拉伸試樣為Φ8 mm的標(biāo)準(zhǔn)圓棒拉伸試樣，室溫下在WED-2型20 kN電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定鋼板的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率等.

2 結(jié)果及分析

2.1 QT工藝的組織演變及成分配分

如圖1(a)所示，經(jīng)800℃ ×1 h奧氏體化后的晶粒為等軸晶，大尺寸奧氏體晶粒晶界上形成了大量小尺寸再結(jié)晶晶粒，平均晶粒直徑為17.25 μm.

圖1 奧氏體化后淬火態(tài)組織及合金元素配分

圖1(b)示出了淬火態(tài)試樣經(jīng)Lepera試劑腐蝕后用EPMA掃描的結(jié)果，可以觀察到:基體組織中合金元素均勻分布;襯度較亮的凸起組織中富C和Si元素，Ni和Mn均勻分布或略微偏低.說(shuō)明淬火過(guò)程中發(fā)生了C和Si的遷移和富集，這種富C和Si的組織應(yīng)該是γR.淬火形成馬氏體的過(guò)程中C元素富集于γR中，徐祖耀等已予以解釋［12］，9Ni鋼中Si偏聚于 γR中的機(jī)理尚不明確，這可能是由于C和Si在奧氏體中會(huì)相互吸引［13］.從圖1(c)的低倍SEM像中可以觀察到，組織以板條馬氏體為主，γR量極少，采用XRD檢測(cè)無(wú)γ峰.

QT成品試樣的EPMA結(jié)果如圖2所示.凸起組織的量和尺寸明顯增加，主要分布在原奧氏體晶界和部分大角度晶界上.EPMA結(jié)果顯示凸起組織中合金元素配分有3種情況:1)位于原奧氏體晶界上的顆粒中 C、Si、Mn和 Ni均富集，如圖2(a)的A處，這是由于原奧氏體晶界附近位錯(cuò)等缺陷密度高，γ′易形核，且高密度缺陷還能為Mn和Ni的遷移提供擴(kuò)散通道，因此，長(zhǎng)大速度較快，尺寸較大;2)原奧氏體晶粒內(nèi)的小尺寸顆粒主要富集C元素，如圖2(a)和(b)中的B處，應(yīng)該是馬氏體通過(guò)C的擴(kuò)散形核和長(zhǎng)大而形成的，從已觀察到的視場(chǎng)統(tǒng)計(jì)看，這種顆粒的數(shù)量最多;3)原奧氏體晶內(nèi)較大尺寸顆粒中主要富集C和Si元素，如圖2(b)中C處，應(yīng)是以γR為核心繼續(xù)長(zhǎng)大形成的.采用Photoshop軟件統(tǒng)計(jì)了2000倍SEI像中凸起組織的面積比例為4.17%，這與后文采用EBSD檢測(cè)到的γ′量相當(dāng)，從凸起組織的形貌、尺寸、分布規(guī)律及合金元素的配分等可以確定其絕大部分是γ′.QT熱處理時(shí)，回火過(guò)程中唯一的組織變化是γ′的形成，當(dāng)C等奧氏體穩(wěn)定元素向γ′富集后會(huì)降低晶界和晶界附近基體中C含量，提高晶界及馬氏體基體的塑性形變能力，從而提高材料的韌性.

2.2 QLT工藝的組織演變及成分配分

雙相區(qū)保溫過(guò)程中:α′→αT+γ，部分 α′相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟?，未轉(zhuǎn)變的α′相回火后得到αT，合金元素在αT和γ中的固溶度不同，奧氏體穩(wěn)定元素C、Ni、Mn等向 γ相中富集，γ相穩(wěn)定性增加，Ms點(diǎn)降低.水淬:γ→α′+γR，得到富奧氏體穩(wěn)定元素的α′和少量γR.高溫回火時(shí)，這些新 α′的 Ac1溫度較低，易逆轉(zhuǎn)為 γ′，γR可作為 γ′的新核繼續(xù)長(zhǎng)大.

圖2 回火后組織典型EPMA結(jié)果

經(jīng)670℃保溫1 h后淬火態(tài)微觀組織如圖3(a)所示.與圖1(a)對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，原粗大奧氏體晶界交匯處及部分晶界上形成了小尺寸γ晶粒，原奧氏體晶界發(fā)生了遷移和彎曲，形成了鋸齒狀晶界.這種變化不僅細(xì)化了原奧氏體晶粒，且使得原奧氏體晶粒表面積顯著增加，從而增加α相形核點(diǎn)，利于細(xì)化最終組織.經(jīng)Lepera試劑腐蝕后的SEM像如圖3(b)所示，可以觀察到，組織呈粗細(xì)相間帶狀分布.

圖4示出了雙相區(qū)淬火態(tài)合金元素分布情況，可以觀察到:圖4(a)中A區(qū)域，粗大組織區(qū)組織呈塊狀，但從尺寸看，應(yīng)該包含若干馬氏體板條，周圍分布著凸起的粒狀組織;圖4(a)中B區(qū)域，細(xì)小組織區(qū)組織呈細(xì)小板條狀.從圖4(e)可以觀察到，Ni含量在區(qū)域A中較低，在區(qū)域B中較高.

圖3 670℃淬火態(tài)組織

在Ni含量高的區(qū)域，A1溫度較低，雙相區(qū)保溫過(guò)程中更容易形成新γ相，γ相的形成伴隨著合金元素的遷移，這樣形成了富奧氏體穩(wěn)定元素的γ相和貧奧氏體穩(wěn)定元素的αT相間隔分布的組織結(jié)構(gòu)，合金元素分布呈連續(xù)起伏狀.在Ni含量較低的區(qū)域，A1溫度較高，雙相區(qū)保溫過(guò)程中只在原奧氏體晶界或部分大角度晶界上形成新γ相，呈粒狀分布于粗大塊狀組織周圍，類似于QT熱處理后γ′的分布.從圖4(a)和(e)還可以觀察到，無(wú)論A區(qū)還是B區(qū)，Ni元素均偏聚于凸起組織中;從圖4(c)和(d)中可以觀察到，C和Si也富集于凸起組織中;Mn元素偏聚似乎并不明顯，如圖4(f)所示.可見，670℃保溫過(guò)程中，不僅C和Si能充分?jǐn)U散并富集到γ相中，Ni和少量的Mn也能富集到γ相中.淬火后這些凸起的富奧氏體穩(wěn)定元素相無(wú)論是α′還是γR，都利于增加γ′形核點(diǎn).而且，γ相Ms點(diǎn)降低后淬火過(guò)程中形成新α′時(shí)，由于相變自適應(yīng)會(huì)增加與周圍馬氏體取向差，利于細(xì)化組織.

雙相區(qū)淬火、回火后組織如圖5(a)所示，可以觀察到，組織仍呈粗細(xì)相間分布.圖5(b)示出了γ′的TEM像，經(jīng)QLT熱處理后，不僅存在大尺寸粒狀γ′，在板條間還存在細(xì)小針狀γ′，這應(yīng)該是合金元素偏聚于板條間γ相的結(jié)果.如圖5(c)所示，回火后成分配分規(guī)律與淬火態(tài)的相似，C、Si、Mn和Ni均富集于凸起組織中;粗大組織區(qū)的基體中成分分布均勻;細(xì)小組織區(qū)和原奧氏體晶界處的凸起組織中合金元素富集度較高.QLT熱處理后，通過(guò)形貌和合金元素偏聚的很難區(qū)分γ′和富奧氏體穩(wěn)定元素的馬氏體相，但從后文測(cè)得的γ′量來(lái)看，這些凸起組織大部分是富合金元素馬氏體相.

圖4 670℃淬火試樣合金元素分布

圖5 QLT回火態(tài)試樣組織

SEM像雖然能反映組織的總體分布情況，但很難對(duì)馬氏體基體和 γ′進(jìn)行定量分析.采用EBSD檢測(cè)了成品樣，得到QT和QLT樣的γ′量分別為3.9%和9.6%.利用EBSD取向分布圖按取向差計(jì)算了馬氏體基體的晶粒尺寸，如圖6(a)所示，QLT處理后，基體組織明顯細(xì)化.通常，晶界能在晶界取向差達(dá)到15°～20°時(shí)達(dá)到最大值，增大取向差晶界能保持不變［14］，因此，統(tǒng)計(jì)了小于15°和20°的晶界比例，見圖6(b)，可以觀察到，按15°和20°統(tǒng)計(jì)的QLT的小角度晶界比例均較低，這應(yīng)歸因于:①雙相區(qū)保溫過(guò)程中形成的新γ相淬火后得到的α′與周圍馬氏體取向差增加;②雙相區(qū)保溫過(guò)程中小尺寸新晶粒和鋸齒狀晶界的形成.

圖6 QT和QLT熱處理試樣的晶粒尺寸和晶界分布

2.3 熱處理工藝對(duì)力學(xué)性能的影響

不同工藝條件下鋼板的力學(xué)性能見表1.各項(xiàng)力學(xué)性能均滿足GB 24510-2009的規(guī)定.采用QLT工藝進(jìn)行熱處理使得γ′量增加且馬氏體基體被進(jìn)一步凈化后，鋼板的屈服強(qiáng)度較QT的降低了85 MPa，抗拉強(qiáng)度降低了30 MPa.QLT熱處理后，組織得到細(xì)化有利于提高強(qiáng)度，然而，最終屈服強(qiáng)和抗拉強(qiáng)度都明顯降低，這說(shuō)明經(jīng)QLT熱處理后逆轉(zhuǎn)奧氏體量的增加及其對(duì)基體凈化作用對(duì)強(qiáng)度的影響更顯著.QLT工藝的伸長(zhǎng)率和沖擊功則分別增加了19.5%和24.1%.

表1 不同工藝條件下鋼板的力學(xué)性能

3 討論

采用XRD檢測(cè)了常溫和經(jīng)液氮深冷后試樣中γ′量，結(jié)果顯示:深冷后，QT試樣中γ′量無(wú)明顯減少;QLT的γ′量從9.51%減少到7.87%，減少了17.25%，這種變化規(guī)律也得到了楊耀輝等的證實(shí)［15］.如果γ′熱穩(wěn)定性較差，在深冷后就轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這種新的馬氏體與周圍組織共格性較差，界面處容易成為裂紋源或裂紋擴(kuò)展通道，導(dǎo)致9Ni鋼的低溫韌性惡化［15-16］.γ′本身可通過(guò)形變緩解應(yīng)力集中、鈍化裂紋和Trip效應(yīng)等機(jī)制實(shí)現(xiàn)增韌，Kim等［9］研究發(fā)現(xiàn)，Trip效應(yīng)和鈍化裂紋機(jī)制對(duì)增韌的作用幾乎可以忽略不計(jì)，每增加1%穩(wěn)定γ′只能提高約5.7 J沖擊功.雖然，QLT熱處理后γ′量的增加和穩(wěn)定性的降低導(dǎo)致韌性的提高和降低量很難直接衡量，但可以明確γ′量的增加并不是QLT增韌的直接因素.

Fultz等研究了γ′中合金元素的含量和分布，認(rèn)為合金元素的富集能顯著降低Ms溫度，是γ′穩(wěn)定的重要因素之一，但并不能解釋?duì)谩湓谝旱獪囟染哂懈叻€(wěn)定性和C含量降低后穩(wěn)定性的顯著降低［16］.實(shí)際上，γ′的穩(wěn)定性還與其尺寸、形貌以及所處應(yīng)力場(chǎng)等因素有關(guān).QT熱處理后γ′尺寸在0.5 μm以下，更細(xì)小，這有利于其穩(wěn)定，從而使材料獲得高韌性.

QT工藝回火后，除原奧氏體晶界附近Ni和Mn能向γ′富集外，其他位置主要是C向γ′中富集以塑化晶界和基體.QLT熱處理時(shí)，在兩相區(qū)保溫過(guò)程中即發(fā)生了合金元素的微區(qū)配分，不僅原奧氏體晶界附近組織，原奧氏體晶粒內(nèi)基體組織中合金元素也發(fā)生了偏聚，使得回火過(guò)程中γ′形核點(diǎn)增加且分布更彌散，對(duì)基體的凈化作用進(jìn)一步提高.這從圖7所示拉伸曲線得以體現(xiàn)，QT試樣的拉伸曲線存在明顯的上、下屈服點(diǎn)和屈服平臺(tái).上屈服點(diǎn)是位錯(cuò)被Cottrell氣團(tuán)釘扎和掙脫過(guò)程的體現(xiàn)，說(shuō)明基體中C等間隙元素含量高;QLT試樣的拉伸曲線呈連續(xù)屈服狀，說(shuō)明基體中C的間隙元素濃度非常低，以至于無(wú)法形成Cottrell氣團(tuán)或形成了少量的Cottrell氣團(tuán)在拉伸曲線上無(wú)法體現(xiàn)出來(lái).隨著材料凈化程度提高，材料塑性增加，裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展過(guò)程中裂紋前端塑性形變區(qū)增大，抗裂紋擴(kuò)展能力提高［17］.

張弗天等在分析9Ni鋼斷裂過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，最有效的鈍化不是γ′相，而是橫亙于裂尖前的板條堆造成的［18］.因此，板條間取向差增加，大角度晶界比例增加，會(huì)提高裂紋擴(kuò)展過(guò)程中遇到大角度晶界發(fā)生偏轉(zhuǎn)或橫亙于其前端板條束而被有效鈍化的概率.另一方面，大角度晶界比例的增加細(xì)化了晶粒尺寸，形變過(guò)程中單個(gè)晶粒內(nèi)的位錯(cuò)量減少，應(yīng)力集中度降低，也利于提高材料的塑性形變能力.因此，大角度晶界比例增加、晶粒細(xì)化后，利于材料提高抗裂紋擴(kuò)展的能力.

圖7 典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線

QLT熱處理后，基體凈化程度和材料塑性形變能力提高后對(duì)韌性的影響在斷口形貌上得到了體現(xiàn).如圖8(a)所示，QT工藝條件下的斷口形貌以韌窩為主，這是由于基體中C等間隙原子含量高，沖擊時(shí)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)過(guò)程中受到C等間隙原子釘扎聚集形成顯微空洞，長(zhǎng)大直至斷裂，其斷裂機(jī)理為微空洞聚集長(zhǎng)大;如圖8(b)所示，QLT條件下的斷口形貌呈大面積無(wú)特征的延伸區(qū)，試樣斷裂主要以滑移分離的方式進(jìn)行，這是斷裂過(guò)程中形變量大，蛇形滑動(dòng)平坦化的結(jié)果［19］，說(shuō)明材料具有極佳的塑性，且發(fā)生了較大的塑性形變.

從組織結(jié)構(gòu)看，經(jīng)雙相區(qū)保溫和回火后，富Ni區(qū)組織更細(xì)小，合金富集度更高，說(shuō)明Ni元素的遷移和偏聚促進(jìn)了組織細(xì)化和結(jié)構(gòu)的優(yōu)化.奧氏體穩(wěn)定元素從αT充分遷移到γ相后強(qiáng)度降低，塑性增加，甚至有研究者稱之為鐵素體——軟相;富奧氏體穩(wěn)定元素的馬氏體相——硬相，被合金元素強(qiáng)化.這種軟、硬相間隔分布的組織結(jié)構(gòu)中，軟相能發(fā)生較大的塑性形變，緩解三向應(yīng)力集中以阻止裂紋的形成與擴(kuò)展，硬相承載外加載荷，利于達(dá)到較好的強(qiáng)韌化匹配.

綜上所述，相對(duì)于QT工藝，采用QLT熱處理后，板條取向更加彌散，晶粒得到細(xì)化，利于韌化;γ′量增加，基體被進(jìn)一步凈化，提高了材料塑性形變能力，利于提高抗裂紋擴(kuò)展能力;部分區(qū)域組織結(jié)構(gòu)得到優(yōu)化，有利于緩解應(yīng)力集中以阻礙裂紋的形成和擴(kuò)展.這三種增韌機(jī)制共同作用使得QLT熱處理后9Ni鋼韌性顯著增加.

圖8 斷口形貌

4 結(jié)論

1)奧氏體化、淬火后C和Si富集于γR中;QT回火后，在原奧氏體晶界上形成了富C、Si、Mn和Ni的大尺寸γ′，在原奧氏體晶內(nèi)，存在小尺寸主要富C的γ′和富C和Si較大尺寸γ′.

2)670 ℃保溫后，C、Si、Mn和 Ni均偏聚于新形成的γ相中，有利于增加γ′形核點(diǎn)和量，回火后得到富合金元素的馬氏體和γ′.

3)QLT熱處理后，板條馬氏體取向彌散度增加，大角度晶界比例增加，晶粒得到細(xì)化;組織結(jié)構(gòu)得到優(yōu)化;馬氏體基體凈化度提高，最終，相對(duì)于QT工藝韌性顯著提高.

［1］ZHANG K，ZHANG M H，GUO Z H，et al.A new effect of retained austenite on ductility enhancement in high-strength quenching-partitioning-tempering martensitic steel［J］.Metallurgical Transactions A，2011，528(29-30):8486-8491.

［2］劉冬雨，方鴻生，白秉哲，等.無(wú)碳化物貝氏體/馬氏體復(fù)相鋼的強(qiáng)韌性［J］.機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2003，39(8):27-31.LIU Dong-yu，F(xiàn)ANG Hong-sheng，BAI Bing-zhe，et al.The strength and toughness of no carbide bainite/martensite multi-phase steel［J］.Chinese Journal of Mechanical Engineering，2003，39(8):27-31.

［3］SANTOFIMIA M J，ZHAO L，PETROV R，et al.Characterization of the microstructure obtained by the quenching and partitioning in a low-carbon steel［J］.Materials Characterization，2008，59:1758-1764.

［4］LIS J，LIS A，KOLAN C.Manganese partitioning in low carbon manganese steel during annealing［J］.Materials Characterization，2008，59:1021-1028.

［5］TSUCHIYAMA T，TOBATA J，TAO T，et al.Quenching and partitioning treatment of a low-carbon martensitic stainless steel［J］.Materials Science and Engineering:A，2012，532:585-592.

［6］張弗天，王景韞，郭蘊(yùn)宜.Ni9鋼種的回轉(zhuǎn)奧氏體與低溫韌性［J］.金屬學(xué)報(bào)，1984，20(6):A405-A410.ZHANG Fu-tian，WANG Jing-wen，GUO Yun-yi.On the relationship between return austenite and toughness for Ni9 steel at cryogenic temperatures［J］.Acta Metallurgica Sinica，1984，20(6):A405-A410.

［7］楊秀利，劉東風(fēng)，侯利鋒，等.回火溫度對(duì)9Ni鋼低溫韌度的影響研究［J］.鋼鐵研究學(xué)報(bào)，2010，22(9):22-27.YANG Xiu-li.LIU Dong-feng，HOU Li-feng，et al.Effect of tempering temperature on low-temperature toughness of 9Ni steel［J］.Journal of Iron and Steel Research，2010，22(9):22-27.

［8］NAKADA N，SYARIF J，TSUCHIYAMA T，et al.Improvement of strength-ductility balance by copper addition in 9%Ni steels［J］.Materials Science and Engineering A，2004，374:137-144.

［9］KIM K J.On the effects of intercritical tempering on the impact energy of Fe-9Ni-0.1C［J］.Materials Science and Engineering，1978，33:5-20.

［10］LUO Z J，SHEN J C，SU H，et al.Effect of substructure on toughness of lath martensite/bainite mixed structure in low-Carbon steels［J］.Journal of Iron and Steel Research.2010，17(11):40-48.

［11］MILLER R L.Volume fraction analysis of phases in textured alloys［J］.Transactions of the ASM，1968，61:592-597.

［12］徐祖耀.馬氏體相變與馬氏體.第二版［M］.北京:科學(xué)出版社，1999:84-89.XU Zu-yao.Martensitic Transformation and Martensite(The Second Edition)［M］.Beijing:Science Press，1999:84-89.

［13］王立軍，余 偉，武會(huì)賓，等.Si對(duì)超高強(qiáng)鋼殘留奧氏體回火穩(wěn)定性與力學(xué)性能的影響［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2010，31(10):30-36.WANG Li-jun，YU Wei，WU Hui-bin，et al.Effect of Si on tempering stability retained austenite and mechanical properties of ultra-high strength steels［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2010，31(10):30-36.

［14］KIM C K，OH Y J，HONG J W.Characterization of boundaries and determination of effective grain size in Mn-Mo-Ni low alloy steel from the view of misorientation［J］.Scripta Materialia，2000，43(3):205-211.

［15］楊躍輝，蔡慶伍，武會(huì)賓，等.兩相區(qū)熱處理過(guò)程中回轉(zhuǎn)奧氏體的形成規(guī)律及其對(duì)9Ni鋼低溫韌性的影響［J］.金屬學(xué)報(bào)，2009，45(3):270-274.YANG Yao-hui，CAI Qing-wu，WU Hui-bin，et al.Formation of reversed austenite and its effect on cryogenic toughness of 9Ni steel during two-phase region heat treatment［J］.Acta Metallurgica Sinica，2009，45(3):270-274.

［16］FULTZ B，KIM J I，KIM Y H，et al.The chemical composition of precipitated austenite in 9Ni steel［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，1986，17(6):967-972.

［17］張弗天，樓志飛，葉裕恭，等.Ni9鋼的顯微組織在變形-斷裂過(guò)程中的行為［J］.金屬學(xué)報(bào)，1994，30(6):A239-A257.ZHAN Fu-tian，LOU Zhi-fei，YE Yu-gong，et al.Behavior of microstructure of Ni9 steel under deformingfracturing［J］.Acta Metallurgica Sinica，1994，30(6):A239-A257.

［18］謝章龍，陳俊，劉振宇.直接雙相區(qū)熱處理工藝參數(shù)對(duì)9Ni鋼組織性能的影響［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2011，32(5):68-73.XIE Zhang-long，CHEN Jun，LIU Zhen-yu.Influence of direct lamellarizing-tempering process parameters on microstructure and properties of 9Ni steel［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2011，32(5):68-73.

［19］鐘群鵬，趙子華.斷口學(xué)［M］.北京:高等教育出版社，2005.ZHONG Qun-peng，ZHAO Zi-hua，F(xiàn)ractography［M］.Beijing:High Education Press，2005.