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图1展示了Q&P处理后马氏体不锈钢的EBSD组织表征，包括马氏体板条束图、马氏体块图、重构原奥氏体晶粒图以及残余奥氏体分布图。结果表明，材料中残余奥氏体均匀分布于马氏体基体中，体积分数约为18.7%。残余奥氏体主要有两种形貌，一类是尺寸大于1 μm的块状残余奥氏体，另一类是位于马氏体板条之间的细薄膜状残余奥氏体。统计结果显示，残余奥氏体平均等效圆直径约0.8 μm，原奥氏体晶粒尺寸约20.4 μm，马氏体板条束尺寸约8.4 μm，马氏体块尺寸约2.7 μm。该图说明，本文研究对象具有典型马氏体层级结构和较高残余奥氏体含量，为后续疲劳裂纹与组织单元的相互作用分析提供了基础。

图2展示了Q&P处理材料中的马氏体板条组织、TiN颗粒以及(Ti,Nb)C纳米碳化物。SEM图中可以观察到明显板条状马氏体结构，并在组织中发现近方形微米级TiN颗粒，平均尺寸约4.5 μm，但总体体积分数很低。TEM结果进一步显示，材料内部存在复杂(Ti,Nb)C纳米碳化物，平均尺寸约30 nm。EDS元素分布图证明这些纳米碳化物富集Ti、Nb和C等元素，说明1100 °C奥氏体化过程中(Fe,Cr)C碳化物已溶解，但部分复杂(Ti,Nb)C仍得以保留。该图的关键意义在于区分两类颗粒的尺度效应：TiN足够大，可能与裂纹直接相互作用，而(Ti,Nb)C过于细小，更多体现为基体强化作用。

图3展示了疲劳裂纹萌生区域的EBSD分析结果，包括马氏体板条束、马氏体块、原奥氏体晶粒、残余奥氏体分布和KAM图。裂纹主要沿马氏体板条束界和块界形成，而不是沿原奥氏体晶界形成，说明在该Q&P马氏体不锈钢中，控制疲劳裂纹萌生的关键界面是马氏体层级结构内部界面。作者进一步指出，相邻马氏体变体之间Schmid因子差异明显，导致相同外加载荷下各变体的分切应力不同，从而在板条束界和块界处产生塑性应变不协调。图3(d)显示裂纹萌生阶段裂纹附近仍可观察到较多残余奥氏体，说明此时大范围应变诱导马氏体转变尚不显著。KAM图中裂纹附近局部取向差升高至约1.8°-2.2°，表明疲劳裂纹萌生伴随着局部塑性变形和位错累积。

图4展示了疲劳裂纹扩展至1.04 mm时的局部EBSD结果。裂纹继续沿马氏体板条束界和块界扩展，说明这些界面不仅控制裂纹萌生，也持续控制裂纹传播路径。图中可见裂纹能直接切过与裂纹扩展方向近似垂直的细小马氏体板条，说明单个板条并不一定能有效阻止疲劳裂纹扩展。残余奥氏体分布图显示，裂纹表面下方出现一条残余奥氏体明显贫化区域，该区域残余奥氏体体积分数降至约0.02%，几乎只剩细薄膜状板条间残余奥氏体，块状残余奥氏体基本消失。KAM图显示裂纹附近KAM值升至约2.0°-2.5°，说明随着裂纹扩展，裂纹尖端塑性区内循环塑性变形和位错累积进一步增强。

图6展示了疲劳裂纹扩展至1.49 mm时的EBSD分析结果，是本文讨论裂纹与TiN颗粒相互作用的重要证据。裂纹仍主要沿马氏体板条束界和块界扩展，并在路径上遇到一个微米级TiN颗粒，导致该TiN颗粒发生脆性断裂。图6(d)中还可以观察到在TiN颗粒前方约5 μm位置形成二次裂纹，且该二次裂纹同样沿马氏体板条束界或块界扩展。裂纹下方区域残余奥氏体体积分数仍显著低于初始组织，仅约0.08%，KAM值保持在约2.0°-2.5°，说明裂纹扩展过程伴随持续塑性变形和应变诱导马氏体转变。值得注意的是，TiN颗粒附近仍保留少量块状残余奥氏体，作者认为这可能与TiN造成局部应力分配、降低周围基体有效应力有关，从而抑制附近残余奥氏体转变。