SA508-3鋼是第三代核電機組的關鍵結構材料，具有良好的強韌性、抗輻照腫脹性以及優異的加工性能，廣泛應用于核電壓力容器、蒸發器和穩壓器等核心構件。在實際工程應用中，SA508-3鋼構件熱處理工藝為調質處理(淬火+高溫回火)，其中淬火組織以馬氏體和下貝氏體為主。隨著構件向大型化、一體化方向發展，受限于淬火冷卻能力，核電SA508-3鋼鍛件中心部位通常得到由貝氏體鐵素體和M-A島(由馬氏體(M)和/或殘余奧氏體(AR)共同構成)組成的粒狀貝氏體組織，經高溫回火后，常出現低溫沖擊韌性較差或不穩定問題。研究[1~3]表明，M-A島及其高溫回火轉變產物將對低合金粒狀貝氏體鋼沖擊韌性有著重要的影響。因此，關注核電SA508-3鋼中M-A島及其高溫回火轉變過程，對改善核電SA508-3鋼鍛件的低溫沖擊韌性具有重要的價值。

由于M-A島中的M相比貝氏體鐵素體基體具有更高的C濃度和硬度，一般認為M-A島中硬脆的M將會惡化低合金鋼低溫沖擊韌性[4,5]。然而，關于M-A島中AR所扮演的角色存在較大的爭議：如Lambert等[6]認為M-A島中的AR能提高焊縫金屬的沖擊韌性；而Verrier等[7]在研究用于海洋平臺的低合金鋼時發現，AR促進了微裂紋萌生和擴展，M-A島中每增加1%AR (體積分數)，材料Charpy沖擊韌脆轉變溫度(DBTT)提高15℃。造成上述截然相反的結果可能與M-A島中AR的成分、形貌和穩定性，以及其回火分解產物等相關[8]。近年來一些學者[1,9]通過中低溫回火熱處理，調控粒狀貝氏體中M-A島與基體的匹配性及其AR的穩定性，以達到改善粒狀貝氏體鋼低溫韌性的目的。然而，針對粒狀貝氏體M-A島中AR高溫回火轉變過程及其對沖擊韌性影響研究卻較少。這是因為一方面，粒狀貝氏體鋼主要在非調質或中低溫回火狀態使用(如高強管線鋼、橋梁和建筑用鋼)；另一方面，大尺寸M-A島中的M和AR經高溫回火后均轉變成了鐵素體和聚集的碳化物[10]，它們將對沖擊韌性產生不利影響，應盡可能在淬火過程加以嚴格控制，但目前M-A島中M和AR高溫回火轉變產物差異及其對沖擊韌性影響至今仍不明確。

對于核電SA508-3鋼等厚壁鍛件而言，粒狀貝氏體中M-A島存在3種形態[11]：① 晶界或基體內塊狀M-A島；② 基體內的長條形M-A島；③ 貝氏體板條內的薄膜M-A島。由于厚壁鍛件中心部位淬火冷速有限，易形成塊狀M-A島，其尺寸較大、富C程度較高，經高溫回火后，它對核電SA508-3鋼大鍛件沖擊韌性危害最大[12,13]。因此，研究塊狀M-A島高溫回火轉變產物及其對SA508-3鋼力學性能影響顯得尤為重要。一般地，塊狀M-A島中AR類似于過冷奧氏體，回火過程中其轉變產物具有復雜多樣性，在一定條件下能轉變成馬氏體[14]、貝氏體[15]和珠光體[16]等，使得M-A島經高溫回火后的轉變產物具有不確定性，同時也為通過調整M-A回火轉變路徑以提升低合金鋼力學性能提供多種可能。

Primig和Leitner[17]利用熱分析方法在研究含有AR的馬氏體鋼試樣回火過程時，由于M基體中滲碳體析出和AR轉變溫度出現部分交叉重疊，難以準確測量出它們單個反應的動力學參數和反應焓，發現利用深冷處理將AR預轉變成M，可有效地解決上述難題。因此，本工作借鑒利用深冷處理將M-A島中的AR預轉變成M，研究M-A島中M和AR高溫回火產物差異及其對力學性能的影響。另外，預回火也可改變AR的高溫回火轉變路徑。如Lerchbacher等[18]發現AR高溫回火轉變路徑對X38CrMoV5-1鋼的沖擊韌性產生一定的影響。將試樣中的AR通過預回火轉變成M，然后經610℃高溫回火，可在一定程度上改善調質態X38CrMoV5-1鋼的沖擊韌性。文獻[19,20]也表明，石化加氫用2.25Cr-1Mo-0.25V鋼中不同類型AR回火轉變規律及其對力學性能影響不同，其中塊狀AR對2.25Cr-1Mo-0.25V鋼低溫沖擊韌性危害最大，并提出455℃預回火可將鋼中的塊狀AR完全轉變成細小的貝氏體，有效抑制了2.25Cr-1Mo-0.25V鋼在高溫回火過程中粗大M23C6沿碳化物團界面析出，從而改善其低溫沖擊韌性。

本工作以核電SA508-3鋼為載體，在實驗室模擬制備大鍛件中典型粒狀貝氏體組織，通過深冷處理將M-A島中AR轉變成M組織(不改變M-A島在鋼中的尺寸、分布和合金元素)，明確粒狀貝氏體塊狀M-A島中M和AR高溫回火轉變規律，及其對SA508-3鋼低溫沖擊韌性的影響。嘗試通過不同預回火處理改變M-A島高溫回火轉變特性，減輕M-A島高溫回火轉變產物對沖擊韌性危害，達到優化粒狀貝氏體SA508-3鋼低溫沖擊韌性的目的。

實驗所用材料取自于某核電SA508-3鋼鍛件，采用電感耦合等離子光譜發生儀(ICP)測定其化學成分(質量分數，%)為：C 0.22，Mn 1.44，Ni 0.96，Mo 0.50，Si 0.25，Cr 0.22，P 0.005，S 0.002，Fe余量。首先將材料線切割成42 mm × 42 mm × 65 mm鋼塊并進行890℃保溫2 h奧氏體化處理，隨后以空冷方式冷卻至室溫，以模擬大鍛件中心部位淬火時獲得的粒狀貝氏體組織[21]。將以上的正火態SA508-3鋼塊分別進行如下熱處理：① -196℃深冷預處理2 h，使M-A島中AR轉變成M組織，但不會改變M-A在鋼中的尺寸、分布和合金元素分布，研究M-A島中M和AR高溫回火轉變差異及其對力學性能的影響；② 將正火態試樣進行不同的預回火處理，預回火溫度設置為200、300、350、400、450和550℃，保溫時間為2 h，研究不同預回火溫度下M-A島轉變特征；③ 為便于對比，正火態試樣不進行任何預處理。最終將以上3組試樣在650℃高溫回火4 h，研究M-A島轉變路徑對SA508-3鋼高溫回火顯微組織和力學性能的影響，具體的熱處理工藝如圖1所示。熱處理工藝實驗爐為SSJ-13A型快速升溫節能箱式電爐。對以上不同熱處理條件下的SA508-3鋼試塊進行力學性能測試。沖擊實驗在BKP450試驗機上按照GB/T229-2007進行，試樣為55 mm × 10 mm × 10 mm的標準V型缺口沖擊試樣，實驗溫度為-60℃，每組測試4次取平均值。利用FV-700 Vichers硬度計進行顯微硬度測試，加載載荷500 g，保壓時間15 s，每組測試5次取平均值。沖擊斷口經清洗后，使用S-3400型掃描電鏡(SEM)觀察斷口形貌。將沖擊斷口制備側剖面樣品并利用SEM觀察其顯微組織與裂紋擴展的關系。

從不同試樣塊切取試樣，經研磨、拋光和4% (體積分數)硝酸酒精溶液腐蝕，采用AXIOVERT型金相顯微鏡(OM)和F50場發射SEM觀察顯微組織。利用D/Max-2500PC型X射線衍射儀(XRD)測量經電解拋光的金相試樣中AR含量。利用JXA-8530 F電子探針(EPMA)分析粒狀貝氏體中塊狀M-A島合金元素分布情況。利用Tenupol-5電解雙噴減薄儀制備透射電子顯微鏡(TEM)和電子背散射衍射(EBSD)樣品。具體制備過程為：先將薄片試樣減薄至50 μm左右，用沖樣器沖成直徑3 mm的圓片，再利用雙噴減薄儀減薄成薄膜試樣，雙噴液為無水乙醇 + 10%HClO4 (體積分數)溶液，溫度為-25~-20℃，電流為30~50 mA。采用Tecnai G2 20 TEM觀察樣品中塊狀M-A島及其轉變情況。采用配備EBSD的F50場發射SEM對正火態和預回火處理的SA508-3鋼進行分析，研究粒狀貝氏體M-A島及其預回火處理轉變特征，掃描步長0.2 μm。

圖2為SA508-3鋼在890℃奧氏體化保溫2 h后，空冷至室溫試樣顯微組織的OM和SEM像。可見，正火態SA508-3鋼組織為貝氏體鐵素體和M-A島組成的粒狀貝氏體。其中M-A島以塊狀為主，沿晶界或隨機分布在多邊形貝氏體鐵素體基體上(圖2b)。

利用EPMA對塊狀M-A島和貝氏體鐵素體基體中合金元素分布進行分析，結果如圖3所示。塊狀M-A島和貝氏體鐵素體基體中Cr、Mo、Mn和Ni等置換型合金元素分布無明顯差異(圖3b)，而C元素在M-A島中出現明顯的富集，平均C濃度達1% (質量分數)，如圖3c。根據Andrews經驗公式[22]可大致計算出該C濃度下馬氏體開始轉變溫度(Ms)在60~-40℃范圍，即室溫下M-A島應包含馬氏體和殘余奧氏體。值得注意的是，M-A島邊緣位置C元素濃度顯著高于M-A島內部C元素。這說明，在較高的相變溫度或較低淬火冷速下，粒狀貝氏體相變過程中M-A島的形成與C元素的擴散再配分密切相關。

由于M-A島中的M和AR在OM或SEM上無明顯特征差異，常統稱為M-A島，不對其加以區分。隨著現代表征技術的進步，如結合EBSD和TEM等手段，根據M和AR晶體學信息的不同[23]，可對粒狀貝氏體中M-A島的M和AR進行區分。圖4a為正火態SA508-3鋼相分布的EBSD像和圖像質量(IQ)圖，其中紅色代表AR (fcc結構)，淺灰色代表貝氏體鐵素體(bcc結構)，深灰色代表M-A島中含有較高缺陷密度的M (bcc結構)。可見，正火態SA508-3鋼中M-A島主要呈塊狀分布于晶界或基體中，少量薄膜或點狀的M-A島分布于貝氏體鐵素體(BF)界面處。其中塊狀M-A島存在以下3種形式：AR島、M島和由AR包圍M組成的M-A島，分別如圖4a中箭頭所指示。使用TEM對塊狀AR島進一步表征發現，塊狀AR的周圍存在著高密度的位錯(圖4b和c)，這可能是由于相變硬化以及塊狀AR與周圍貝氏體鐵素體基體失去共格所致[24]。由于M-A島中C元素的高濃度富集，塊狀M-A島中M常以孿晶型M的形態存在(圖4d)。

圖5為正火態SA508-3鋼經不同預處理后試樣的XRD譜。可以看出，當回火溫度低于400℃時，試樣中均含有奧氏體(γ)峰，且隨著回火溫度的升高，γ峰強逐漸降低。利用積分法對-196℃、室溫、200℃、300℃、350℃和400℃時AR的體積分數進行計算，分別為1.9%、9.0%、7.8%、4.5%、2.1%和0%。可見，正火態SA508-3鋼試樣中含有AR體積分數約為9%；經200℃回火時，AR含量變化不大(約為7.8%)；進一步提高回火溫度，AR含量開始顯著減少，在300和350℃回火2 h時，AR含量分別降低至4.5%和2.1%左右；當回火溫度提高至400℃時，AR已發生完全轉變。除了回火處理能使AR發生轉變外，正火態SA508-3鋼試樣經-196℃深冷處理2 h后，也可使M-A島中大部分的AR發生轉變，即AR含量由9.0%降至1.9%。

圖6和7分別為正火態SA508-3鋼經不同預處理后顯微組織的SEM和TEM像。可見，正火態SA508-3鋼經-196℃深冷處理后，在SEM下觀察，顯微組織并未發生明顯變化，即M-A島形貌和貝氏體鐵素體均無發生顯著改變(圖2b和6a)。結合XRD譜和TEM像可以看出，M-A島中絕大多數AR轉變為高C的孿晶馬氏體，如圖5和7a所示。圖6b為正火態試樣經200℃回火2 h后顯微組織的SEM像。可以看出，此時M-A島中M具有明顯回火特征，由于塊狀AR回火過程滲碳體的析出(圖7b)，少量的塊狀AR已發生轉變。預回火溫度為300℃時，在SEM下觀察，絕大多數塊狀M-A島具有明顯回火轉變特征，結合圖5可知，試樣中仍含少量的AR，說明局部位置未轉變的塊狀M-A島應為AR (如圖6c箭頭所示)。通過TEM進一步分析發現，塊狀M-A島中的AR轉變成了高位錯密度的鐵素體+細小的滲碳體(圖7c)，類似于低溫回火的位錯型馬氏體。通過選區電子衍射花樣(SAED)分析，證實了塊狀M-A島邊緣位置存在少量仍未轉變的AR顆粒，這可能是由于塊狀M-A島邊緣具有較大殘余壓應力和較高的C元素富集，導致M-A島邊緣位置的奧氏體具有較高的穩定性。

當預回火溫度提高至400℃時，塊狀M-A島完全分解成一種“絮狀組織” (圖5和6d)，其內部已含有大量細小的析出相。TEM進一步分析表明，塊狀M-A島轉變成的這種“絮狀組織”由鐵素體和滲碳體組成(圖7d)。這種“絮狀組織”類似于過冷奧氏體在中溫相變時所形成的貝氏體，如文獻[25]所述，可將其稱為貝氏體團。值得注意的是，與正火態SA508-3鋼相比(圖4c和7e)，該貝氏體團與貝氏體鐵素體基體界面附近的位錯密度顯著降低。這可能是正火態SA508-3鋼在400℃回火時，界面附近處的高密度位錯通過滑移和攀移而發生回復[26]。通過EBSD對400℃預回火試樣中塊狀M-A島轉變產物表征發現，SA508-3鋼試樣中AR已發生完全轉變，其轉變產物內部呈現大量位錯、板條亞結構等缺陷，即塊狀AR島(fcc結構)轉變成貝氏體團(bcc結構)過程，其內部產生大量細小的板條亞結構，如圖8所示。當回火溫度提高至450℃時，塊狀M-A島的轉變產物仍為鐵素體和滲碳體組成的“絮狀組織”(圖6e)，它與M-A島在400℃回火分解產物極為相似，但“絮狀組織”內部的板條結構和滲碳體尺寸發生一定的粗化。當回火溫度進一步提高至550℃，此時塊狀M-A島中AR轉變成由鐵素體和片狀滲碳體交替分布的、類似于過冷奧氏體在高溫相變過程形成的珠光體團(圖6f)。

圖9為不同預回火(或深冷) SA508-3鋼正火態試樣經650℃高溫回火4 h后顯微組織的SEM像。可以看出，不同預處理試樣經650℃高溫回火后的顯微組織由第二相聚集區和高溫回火鐵素體組成。碳化物的富集區為塊狀M-A島的高溫回火轉變產物。文獻[10,27]報道，析出相富集區的這些第二相為M3C碳化物，EDS結果表明，M3C碳化物中合金元素主要為Fe、Cr、Mn，Mo和Ni含量較少；而貝氏體鐵素體基體中含有細小的針狀析出相顆粒，它通常為富Mo的M2C型碳化物[28]。對比不同預處理SA508-3鋼試樣經650℃高溫回火后顯微組織的SEM像發現，預處理對析出相聚集區的尺寸、含量和分布未產生明顯影響，這是由于析出相聚集區取決于正火態SA508-3鋼試樣中M-A島含量、尺寸和分布。另外，由于預處理溫度均低于650℃高溫回火溫度，預回火對經650℃高溫回火后貝氏體鐵素體基體中M2C碳化物析出、基體回復和再結晶將不會造成明顯影響[19]。

進一步對M-A島轉變產物(析出相聚集區)觀察分析可以發現，不同預回火處理試樣中析出相聚集區的M3C碳化物形貌和尺寸存在一定的差異。經650℃直接高溫回火后，M-A島分解產物中的碳化物較粗大，許多大顆粒M3C碳化物分布于析出相聚集區的邊緣(圖9a箭頭)；經-196℃深冷預處理的試樣，高溫回火后析出相聚集區內部的碳化物尺寸有所減小，但析出相聚集區邊緣仍含有一定量大顆粒的M3C碳化物(圖9b)。經過300℃預回火后，析出相聚集區邊緣大顆粒的M3C碳化物明顯減少，析出相聚集區內部M3C尺寸相較于經650℃直接高溫回火試樣的M3C更加細小彌散(圖9c)。同時可發現，隨著預回火溫度的提高，析出相聚集區邊緣的大顆粒的M3C碳化物逐漸消失，析出相聚集區內部的M3C碳化物尺寸呈先減小后增大的變化趨勢。其中預回火溫度為400℃時，析出相聚集區邊緣大顆粒M3C碳化物已消失，此時M3C碳化物較為均勻彌散地分布于析出相聚集區內部(圖9d)。預回火溫度提高至450℃時，雖然碳化物聚集區邊緣幾乎未出現大尺寸碳化物，但析出相聚集區內部碳化物尺寸相較于400℃有所增加(圖9e)。進一步將預回火溫度提高至550℃時，發現局部析出相聚集區內部的M3C碳化物呈長棒狀形，這可能與在550℃預回火時，塊狀M-A分解成由鐵素體和片狀滲碳體交替的珠光體團有關(圖6f和9f)。

圖10給出了不同預處理條件下SA508-3鋼的Vickers硬度和-60℃沖擊吸收能變化。可見，經過不同預處理試樣的Vickers硬度均在205~215 HV范圍內波動，即預處理對正火態SA508-3鋼經650℃高溫回火后的Vickers硬度影響較小，這主要是由于材料的顯微硬度取決于最終的高溫回火溫度 (650℃)。因此，在顯微硬度變化不大的情況下，不同預處理工藝下SA508-3鋼-60℃沖擊吸收能具有很好的可比性。結果表明，未經預處理的高溫回火態SA508-3鋼-60℃平均沖擊吸收能最低，僅為43.0 J。無論是-196℃深冷處理還是預回火處理，在一定程度上均能起到提高高溫回火態SA508-3鋼低溫沖擊韌性的作用。其中，-196℃深冷預處理能將SA508-3鋼-60℃平均沖擊吸收能從43.0 J提高至72.9 J。經過預回火處理后，隨著預回火溫度升高，材料-60℃平均沖擊吸收能呈先升高后下降的變化趨勢，預回火溫度為400℃時改善沖擊韌性效果最佳，平均沖擊吸收能從43.0 J增加至90.4 J，提升幅度達1倍以上。由上可知，對于奧氏體化后得到粒狀貝氏體的SA508-3鋼而言，通過預處理改變M-A島的回火轉變路徑，可以在不降低SA508-3鋼強度的條件下，顯著提高其低溫沖擊韌性。

為了闡明預回火提高SA508-3鋼低溫沖擊韌性的機制，選取常規熱處理和最優預回火處理(400℃)試樣-60℃沖擊斷口進行形貌和斷口側剖面顯微組織分析，結果如圖11所示。可見，正火態SA508-3鋼在650℃常規高溫回火條件下，沖擊斷口主要以解理斷裂和準解理斷裂為主，如圖11a所示。參照文獻[29]對沖擊斷裂的解理萌生點進行溯源，即首先從宏觀裂紋走向可大致確定該試樣解理萌生源的位置(圖11a箭頭所示)，然后將萌生源位置處在SEM下逐級放大，根據解理裂紋的河流花樣，可以確定圖11b箭頭所指的位置為解理萌生的起裂源。值得注意的是，起裂源處的解理面直徑約為10 μm，其尺寸與大塊狀M-A島相當。在起裂源的邊界處含有一些顆粒狀突起，能譜(EDS)分析表明它與基體的主合金元素種類無明顯區別，所以這些顆粒物不是常見的非金屬夾雜物，應為M3C碳化物。因此，可認為大塊狀的M-A島分解產物(析出相聚集區)誘發了沖擊試樣解理斷裂。對斷口側剖面顯微組織進一步觀察也發現，微裂紋常萌生于析出相聚集區邊緣位置的較為粗大M3C碳化物處(圖11c)，并向析出相聚集區內直線擴展，未產生明顯的塑性變形，使得-60℃平均沖擊吸收能較低，僅為43 J。然而，在最優預回火熱處理工藝下，沖擊斷口形貌仍以解理或準解理斷裂為主，但沖擊斷口中含有相當比例的韌窩(圖11d)，在高倍SEM下對沖擊斷口韌窩區進行觀察發現，沖擊斷口韌窩內部存在一些細小的顆粒物(見圖11e箭頭所示)，應為M-A島轉變的M3C碳化物顆粒。斷口側剖面顯微組織觀察也發現，這些M3C碳化物顆粒較為均勻彌散地分布于析出相聚集區內，且析出相聚集區內部能觀察到一些被鈍化的微小裂紋。同時，在析出相聚集區內部及周圍均發生了顯著的塑性變形，導致試樣在-60℃的沖擊韌性顯著提高，平均沖擊吸收能達90.4 J。

由圖3和4可知，正火態塊狀M-A島中AR邊緣可能具有較高的位錯密度、合金元素偏聚以及較大的相變殘余應力等特征，而其內部的位錯和亞結構密度通常較低，如圖12a所示。若直接進行650℃高溫回火，一方面，M-A島邊緣處較高的位錯密度和相變殘余應力，將促進M3C碳化物沿界面形核；另一方面，M-A島邊緣高位錯密度也可作為合金元素的快速擴散通道[30]，加速了塊狀M-A島與貝氏體鐵素體在高溫回火過程合金元素再配分，從而有利于M3C碳化物沿塊狀M-A邊緣迅速長大并粗化，最終形成由鐵素體和較粗大的M3C碳化物組成的析出相聚集區(圖12b)。由于這些較粗大的M3C碳化物常沿著析出相聚集區的邊緣分布，在沖擊載荷作用下，容易引起應力集中，將作為解理斷裂萌生源誘發沖擊試樣失穩斷裂，導致材料低溫沖擊韌性較低。

如2.2節所述，塊狀AR的轉變產物受回火溫度的影響，它類似于過冷奧氏體冷卻過程發生的相變，即AR轉變動力學受過熱度、C的擴散以及合金成分的影響。如圖6~9所示，正火態SA508-3鋼在200~650℃回火溫度范圍內回火時，塊狀AR將分解成馬氏體、貝氏體、珠光體或析出相聚集區等轉變產物(相對于最終回火后的分解產物，本工作將這些分解產物稱為“過渡性產物”)。若通過中低溫預回火，將塊狀AR預先轉變成過渡性產物(如馬氏體、貝氏體或珠光體)，這些過渡性轉變產物相對塊狀AR具有更高密度的位錯和亞結構，且內部存在過渡性碳化物(圖12c)，再進行后續的650℃高溫回火時，有利于M3C碳化物在原塊狀AR內部形核。另外，中低溫預回火可減少塊狀AR邊緣位錯密度和相變殘余應力，一方面，將抑制M3C碳化物在原塊狀AR邊緣位置形核，另一方面，可減輕塊狀AR與貝氏體鐵素體在高溫回火過程合金元素再配分，進而抑制原塊狀AR邊緣的M3C碳化物迅速長大并粗化(圖12d)。因此，通過添加中低溫預回火，改變塊狀AR的轉變路徑，能改善高溫回火后析出相聚集區中M3C碳化物的尺寸和分布，即M3C尺寸有所減小，并使其由析出相聚集區邊緣位置向內部均勻分布(圖12b和d)。在沖擊載荷作用下，可減輕析出相聚集區的應力集中，避免或抑制微裂紋在析出相聚集區邊緣處萌生并發生解理失穩斷裂，即減輕了塊狀M-A島高溫回火轉變產物的危害性，達到提升粒狀貝氏體SA508-3鋼經高溫回火后低溫沖擊韌性的目的。

值得注意的是，提高預回火溫度，雖能增加塊狀M-A島中AR的回火轉變驅動力，也能降低AR邊緣的位錯密度和相變殘余應力，促進滲碳體在AR的內部析出，但是過高的預回火溫度，會使塊狀M-A島回火轉變產物內部位錯和亞結構密度減少，且使預析出的滲碳體粗化，減少了后續650℃高溫回火時M3C碳化物在原塊狀M-A島內部的形核點，使得在原塊狀M-A島內部析出的M3C碳化物粗化。因此，對于正火態SA508-3鋼，首先在400℃預回火2 h，使塊狀M-A島中AR完全轉變成細小的貝氏體，再經650℃高溫回火，有利于M3C碳化物在析出相聚集區內均勻彌散分布，從而提高SA508-3鋼-60℃低溫沖擊韌性。

(1) 核電SA508-3鋼經正火得到由貝氏體鐵素體和M-A島組成的粒狀貝氏體，其中M-A島呈大塊狀，以AR為主。經650℃直接高溫回火后，塊狀M-A島轉變成鐵素體和M3C組成的析出相聚集區。分布于析出相聚集區邊緣的粗大M3C碳化物易引起裂紋萌生而誘發解理斷裂，導致SA508-3鋼-60℃低溫沖擊韌性偏低。

(2) 核電SA508-3鋼中塊狀M-A島中AR回火轉變具有多樣性。不高于300℃低溫回火時，AR部分轉變為M；當回火溫度升高至400℃時，AR將完全發生轉變，其轉變產物是由鐵素體板條和滲碳體組成的細小貝氏體團；回火溫度為550℃時，此時AR轉變為鐵素體和滲碳體層狀交替組成的珠光體團；經650℃高溫回火后，AR將轉變成為鐵素體和M3C碳化物組成的析出相聚集區。

(3) 預回火能提高核電SA508-3鋼經650℃高溫回火后的低溫沖擊韌性。隨著預回火溫度的增加，-60℃平均沖擊吸收能呈現先升后降的變化趨勢。其中，經400℃預回火2 h后，塊狀M-A島中AR完全轉變成細小的貝氏體，此時提高沖擊韌性效果最佳。