本發(fā)明屬于氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體鋼制備技術(shù)領(lǐng)域，涉及一種控制氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體鋼中殘余鐵素體分布的熱處理工藝。

背景技術(shù)：

為了滿足日益增長的能源需求，同時減少對化石燃料的依賴性，世界各國開始關(guān)注先進(jìn)裂變能體系，新型清潔能源的需求也加快了聚變能的相關(guān)研究。先進(jìn)裂變能和聚變能系統(tǒng)的經(jīng)濟(jì)、安全、可靠和高效最終取決于在嚴(yán)苛條件下長時間服役的高性能結(jié)構(gòu)材料的研發(fā)。裂變堆和聚變堆的服役環(huán)境涉及高溫、隨時間變化的應(yīng)力、化學(xué)反應(yīng)環(huán)境和強(qiáng)的中子輻照?？馆椪蘸辖鸬膬蓚€關(guān)鍵要素是：高密度的熱穩(wěn)定納米級析出相，能夠捕獲He原子，形成細(xì)小的氦泡，避免腫脹，保護(hù)晶界；優(yōu)異的高溫力學(xué)性能。高Cr氧化物彌散強(qiáng)化(ODS)鐵素體合金表現(xiàn)出上述特性，在納米相彌散強(qiáng)化馬氏體和雙相馬氏體—鐵素體鋼中也可以看到這些特性。

氧化物彌散強(qiáng)化合金主要通過機(jī)械合金化/熱擠壓的粉末冶金路線來制備。上世紀(jì)80年代，國際鎳業(yè)公司實(shí)現(xiàn)了MA956和MA957氧化物彌散鐵素體鋼的工業(yè)化生產(chǎn)。日本納米級彌散強(qiáng)化合金研究團(tuán)隊(duì)則成功研發(fā)了鐵素體—馬氏體雙相氧化物彌撒強(qiáng)化合金，用作快堆燃料包套材料。日本的研究計劃特別強(qiáng)調(diào)了板狀和管狀制備過程中熱加工—再結(jié)晶順序，有助于力學(xué)性能的各向同性。研究表明，馬氏體—?dú)堄噼F素體相界面的位相差較大，這些大角度晶界能夠阻止裂紋擴(kuò)展。殘余鐵素體和馬氏體這種軟硬組織的搭配更能有效地緩解應(yīng)力集中和抑制應(yīng)變，從而提高鋼材的高溫力學(xué)性能。隨著殘余鐵素體含量的增多，9Cr-ODS鋼在700℃的蠕變強(qiáng)度提高，但是鋼的延展性降低。目前，對殘余鐵素體的控制主要基于氧化物彌散強(qiáng)化鐵素體—馬氏體鋼的合金成分控制，從熱處理工藝調(diào)整的角度去控制殘余鐵素體的含量及尺寸尚未見諸報道。發(fā)明人前期通過控制加熱速率實(shí)現(xiàn)了9Cr氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體合金中殘余鐵素體含量的調(diào)控，但是在實(shí)際生產(chǎn)過程中，加熱速率的精確控制對相關(guān)設(shè)備提出了更高的要求，能否提出一種更為便捷的熱處理工藝以控制殘余鐵素體分布對氧化物彌散強(qiáng)化鐵素體/馬氏體鋼的研發(fā)具有重要意義。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明通過在奧氏體相變區(qū)進(jìn)行等溫停留，通過控制不同初始狀態(tài)下9Cr氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體鋼中殘余應(yīng)變能的釋放或碳化物的溶解，進(jìn)而改變奧氏體相變的驅(qū)動力，從而獲得具有不同分布特征的殘余鐵素體。

具體技術(shù)方案如下：

一種奧氏體相變區(qū)等溫停留控制9Cr-ODS鋼中殘余鐵素體分布的方法，其步驟如下：

1)將預(yù)合金化粉末與納米級Y₂O₃按99.65:0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，預(yù)合金化粉末質(zhì)量成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C；在球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，采用氬氣保護(hù)；利用放電等離子燒結(jié)將球磨粉末加熱至800℃，保溫5～10min，再繼續(xù)升溫至1100℃，保溫10～15min，燒結(jié)壓力為40～50MP，隨爐冷卻至室溫，得到成型致密度在99％以上的9Cr-ODS馬氏體鋼；或?qū)Y(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼在800℃退火1～5h，得到退火態(tài)9Cr-ODS鋼；

2)將燒結(jié)態(tài)或退火態(tài)的9Cr-ODS鋼升溫至相應(yīng)狀態(tài)下鋼種奧氏體相變開始溫度Ac₁和結(jié)束溫度Ac₃之間的某一溫度，并在此溫度保溫5～15min；

3)保溫結(jié)束后，繼續(xù)升溫至1100℃，保溫5～15min，以30～1000℃/min冷卻至室溫。

優(yōu)選在球磨機(jī)中球料比為15:1。

優(yōu)選在球磨機(jī)中球磨轉(zhuǎn)速為400r/min。

優(yōu)選在球磨機(jī)中球磨時間為45h。

本發(fā)明的關(guān)鍵在于預(yù)合金化粉末的成分設(shè)計、采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)進(jìn)行快速成型、一定的燒結(jié)工藝參數(shù)或退火工藝，以及最重要的奧氏體相變溫度區(qū)間等溫停留工藝。預(yù)合金化粉末的合金成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)，決定了9Cr-ODS馬氏體鋼奧氏體相變的本征驅(qū)動力；若9Cr-ODS馬氏體鋼的初始狀態(tài)為SPS燒結(jié)態(tài)(馬氏體組織)，由于燒結(jié)過程加熱速率較快，保溫時間較短，球磨過程中存儲在合金粉末中的應(yīng)變能并未完全釋放，在二次加熱過程中奧氏體相變區(qū)的等溫停留溫度和時間，將影響殘留應(yīng)變能的釋放量以及奧氏體相變驅(qū)動力，最終影響9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體的分布；若9Cr-ODS鋼的初始狀態(tài)為800℃退火態(tài)，雖然在退火過程中殘余應(yīng)變能釋放，但是同時生成了一定量的碳化物，碳化物溶解產(chǎn)生的碳會對奧氏體相變熱力學(xué)產(chǎn)生顯著影響。對初始狀態(tài)不同的9Cr-ODS鋼，在后續(xù)加熱過程中采用非連續(xù)加熱，加熱至相應(yīng)狀態(tài)下的奧氏體相變區(qū)時進(jìn)行等溫停留，奧氏體相變區(qū)的等溫停留溫度和時間，將影響應(yīng)變呢的釋放或碳化物的溶解量以及奧氏體相變驅(qū)動力，進(jìn)而影響9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體的分布。

本發(fā)明優(yōu)點(diǎn)：

通過前期對9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行一定的成分設(shè)計和制備工藝調(diào)整，對不同初始狀態(tài)下的9Cr-ODS馬氏體鋼在加熱過程中進(jìn)行奧氏體相變區(qū)等溫停留，即可對9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體的分布進(jìn)行調(diào)控，工藝簡單，目的性強(qiáng)，對鐵素體/馬氏體雙相氧化物彌撒強(qiáng)化合金的研發(fā)具有重要工業(yè)意義。

附圖說明

圖1是實(shí)施例1中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至870℃，保溫10min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的光鏡(OM)照片；

圖2是實(shí)施例4中將將退火態(tài)9Cr-ODS鋼以40℃/min加熱至870℃，保溫10min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫；

圖3是對比例1將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min連續(xù)加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的光鏡(OM)照片；

圖4是對比例2將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至1000℃，保溫10min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的光鏡(OM)照片；

圖5是對比例3將退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min連續(xù)加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的光鏡(OM)照片；

圖6是9Cr-ODS鋼奧氏體相變區(qū)等溫停留熱處理工藝的示意圖。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合具體實(shí)施方式對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)地描述。

本發(fā)明涉及的預(yù)合金化粉末，按照質(zhì)量百分比具有以下組分：C＝0.1％，Cr＝9％，W＝1.5％，V＝0.2％，Ta＝0.07％，其余為Fe。本發(fā)明涉及的Y₂O₃粉末尺寸分布為30～50nm。

對本發(fā)明中控制9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體分布的熱處理工藝，其步驟是：

1.通過霧化制粉工藝得到合金成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)的預(yù)合金化粉末，將預(yù)合金化粉末與納米級Y₂O₃按99.65:0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；利用放電等離子燒結(jié)工藝將球磨粉末加熱至800℃，保溫5～10min，再繼續(xù)升溫至1100℃，保溫10～15min，燒結(jié)壓力為40～50MP，隨爐冷卻至室溫，得到成型致密度在99％以上的9Cr-ODS馬氏體鋼。

2.將燒結(jié)態(tài)的9Cr-ODS馬氏體鋼升溫至該鋼奧氏體相變開始溫度(Ac₁)和結(jié)束溫度(Ac₃)之間的某一溫度，保溫5～15min；

3.保溫結(jié)束后，隨后繼續(xù)升溫至1100℃，保溫5～15min，以30～1000℃/min冷卻至室溫。

本發(fā)明也可以這樣實(shí)施，步驟如下：

1.通過霧化制粉工藝得到合金成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)的預(yù)合金化粉末，將預(yù)合金化粉末與納米級Y₂O₃按99.65:0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；利用放電等離子燒結(jié)工藝將球磨粉末加熱至800℃，保溫5～10min，再繼續(xù)升溫至1100℃，保溫10～15min，燒結(jié)壓力為40～50MP，隨爐冷卻至室溫，得到成型致密度在99％以上的9Cr-ODS馬氏體鋼；將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼在800℃退火1～5h。

2.將退火態(tài)的9Cr-ODS鋼升溫至該鋼奧氏體相變開始溫度(Ac₁)和結(jié)束溫度(Ac₃)之間的某一溫度，保溫5～10min；

3.保溫結(jié)束后，隨后繼續(xù)升溫至1100℃，保溫5～10min，以30～1000℃/min冷卻至室溫。

實(shí)施例1、實(shí)施例2和實(shí)施例3中，通過差熱分析曲線測得的燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼的奧氏體相變開始溫度為850℃，結(jié)束溫度為925℃。

實(shí)施例1：

實(shí)施例1預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至870℃，保溫10min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

圖1為實(shí)施奧氏體相變區(qū)等溫停留工藝后得到的9Cr-ODS馬氏體鋼的光鏡照片，從圖中可以看出大尺寸殘余鐵素體所占比例較高，殘余鐵素體含量和平均晶粒尺寸分別為8.96％和5.9μm。

實(shí)施例2：

實(shí)施例2預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫10min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫15min，燒結(jié)壓力為50MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至880℃，保溫5min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫10min，隨后以600℃/min的速率冷卻至室溫。

實(shí)施例3：

實(shí)施例3預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫10min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為45MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至890℃，保溫15min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫15min，隨后以1000℃/min的速率冷卻至室溫。

實(shí)施例4、實(shí)施例5和實(shí)施例6中，通過差熱分析曲線測得的退火態(tài)9Cr-ODS鋼的奧氏體相變開始溫度為850℃，結(jié)束溫度為915℃。

實(shí)施例4：

實(shí)施例4預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼在800℃退火1h。

將退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至870℃，保溫10min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

圖2退火態(tài)9Cr-ODS鋼實(shí)施奧氏體相變區(qū)等溫停留工藝后得到的光鏡照片，從圖中可以看出殘余鐵素體尺寸較小，分布更為均勻，殘余鐵素體體積分?jǐn)?shù)和平均晶粒尺寸分別為8.02％和2.6μm。

實(shí)施例5：

實(shí)施例5預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫10min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫15min，燒結(jié)壓力為50MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼在800℃退火3h。

將退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至880℃，保溫5min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫15min，隨后以300℃/min的速率冷卻至室溫。

實(shí)施例6：

實(shí)施例6預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在QM-3SP4行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為45MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼在800℃退火5h。

將退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至890℃，保溫15min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫15min，隨后以1000℃/min的速率冷卻至室溫。

由各項(xiàng)實(shí)施例可知，9Cr-ODS鋼奧氏體相變區(qū)等溫停留控制殘余鐵素體分布的熱處理工藝可由圖6清楚概括及示意。

對比例1：

對比例1預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min的加熱速率連續(xù)加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

本對比例中，燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼在加熱過程中未實(shí)施奧氏體相變區(qū)等溫處理，其微觀組織照片如圖3所示，殘余鐵素體含量測定為4.12％。通過與實(shí)施例1對比，可以看出未實(shí)施奧氏體相變區(qū)等溫處理工藝，在相同加熱速率下，9Cr-ODS馬氏體鋼中得到的殘余鐵素體含量較少，奧氏體相變區(qū)等溫處理工藝可以促進(jìn)9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素的生成。

對比例2：

實(shí)施例2預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至1000℃，保溫10min，繼續(xù)以40℃/min的速率加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

本對比例中，燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼在加熱過程中實(shí)施的首次等溫處理溫度(1000℃)大于奧氏體相變結(jié)束溫度(925℃)，其微觀組織照片如圖4所示，殘余鐵素體含量測定為3.8％。通過與實(shí)施例1對比，得出只有在Ac₁～Ac₃溫度區(qū)間進(jìn)行等溫處理才可以大幅提高殘余鐵素體含量。

對比例3：

對比例3預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

將燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼在800℃退火1h。

將退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min連續(xù)加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

本對比例中，退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼在加熱過程中未實(shí)施奧氏體相變區(qū)等溫處理，其微觀組織照片如圖5所示，殘余鐵素體含量測定為12.48％。通過與實(shí)施例4對比，可以看出對于退火態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼，奧氏體相變區(qū)等溫處理可以降低殘余鐵素體含量，這是因?yàn)樵趭W氏體相變區(qū)保溫時，碳化物有更為充分的時間溶解，奧氏體相變驅(qū)動力更大，故殘余鐵素體含量降低。

盡管上面結(jié)合圖對本發(fā)明進(jìn)行了描述，但是本發(fā)明并不局限于上述的具體實(shí)施方式，上述的具體實(shí)施方式僅僅是示意性的，而不是限制性的，本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員在本發(fā)明的啟示下，在不脫離本發(fā)明宗旨的情況下，還可以作出很多變形，這些均屬于本發(fā)明的保護(hù)之內(nèi)。