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奥氏体通过非扩散型相变转变为马氏体组织，而实际淬火处理以后，由于钢的Mf 点温度往往低于室温，所以淬火处理以后得到的是马氏体加残余奥氏体组织。从马氏体转变的热力学角度来看，马氏体是一种亚稳定组织，而且从性能角度来分析，片状马氏体的机械性能较差，我们需要通过回火处理来稳定组织，得到所需要的性能。
一、淬火钢的回火转变过程
回火是将淬火以后的钢加热到低于临界点A1 的某一温度，保温以后以适 当方式冷却的一种热处理工艺。马氏体是一种过饱和的固溶体，随着加热温度 的不同，过饱和固溶体的脱溶分解产物也不同，从而具有不同的性能。随着加热温度的变化和保温时间的延长，会发生以下几种转变。
1、马氏体中碳的偏聚
当回火加热温度较低时，在80～100℃以下，铁和合金元素很难进行扩散， 碳原子也只能进行短距离的扩散。在马氏体中存在大量的位错，由于位错与间 隙原子的弹性交互作用，使得碳原子向位错处偏聚，偏聚的结果可以降低马氏 体的晶格畸变。
（1）弹性偏聚： 低碳的板条马氏体，碳原子进入到刃型位错的拉应力区，形成柯垂尔气团，
使马氏体的正方度降低，成为立方马氏体。由于柯垂尔气团对位错的钉扎和拖曳作用，这时马氏体的硬度并不明显下降，这种偏聚称为“弹性偏聚”。
（2）化学偏聚： 高碳的片状马氏体，由于亚结构为精细孪晶，除了一些碳原子偏聚到位错
附近以外，大量的碳原子将会在垂直于马氏体的c轴的(100)面上偏聚，形成小片的富碳区，富碳区的存在会引起马氏体硬度的升高。这种偏聚称为“化学 偏聚”。
2、马氏体的分解
当加热温度超过 80℃以后，从过饱和的α固溶体中析出ε-碳化物。随着马氏体中碳浓度的降低，马氏体的正方度减小，加热温度超过 260℃以上时，正方度接近于 1。
含碳量较高的钢，所析出的ε-碳化物具有密排六方晶格，与α固溶体之间保持着一定的晶体学位向关系，惯习面为{100}M，这与化学偏聚有关。
马氏体分解过程与回火温度有关。当回火温度较低时，由于碳原子活动能力低，马氏体的分解依靠ε-碳化物的不断形核、析出而进行，这样在紧靠ε-碳化物的周围，α固溶体的碳浓度急剧降低，而远处的马氏体仍具有较高的碳浓度。在加热时，钢中存在两种不同碳浓度的α固溶体（马氏体），人们把这种分解方式称为“两相式分解”。
当加热温度较高时，碳原子的活动能力加强，ε-碳化物可以通过碳原子的远距离扩散而长大，这样从ε-碳化物附近的马氏体到远处的马氏体，其碳浓度是连续变化的，这种分解方式称为“连续式分解”。
3、残余奥氏体的转变
随着加热温度的升高，淬火后的残余奥氏体发生转变。残余奥氏体与过冷奥氏体之间没有本质的区别，只是由于物理状态的差异使转变的速度有所不同。残余奥氏体转变为珠光体的速度较慢，转变为贝氏体的速度较快，在某些钢中在珠光体和贝氏体转变区中间存在一个残余奥氏体的稳定区。
4、碳化物的转变
马氏体和ε-碳化物都是亚稳定相，随着加热温度的提高，保温时间的延长，会向稳定相转变。
（1）低碳钢
低碳马氏体在回火时，碳原子偏聚在位错等缺陷附近，当形成ε-碳化物时，数量较少，基本是在缺陷处形核析出。当加热温度升高时，ε-碳化物转变为更加稳定的θ相（Fe3C）。θ相长大时与α相不再保持共格联系。
（2）高碳钢
含碳高的钢中的马氏体，析出的ε-碳化物与α固溶体保持着共格联系。 随着加热温度的升高，从ε-碳化物转变为一种较为稳定的χ—碳化物，χ— 碳化物与α固溶体仍然保持着共格联系，但是它与α固溶体的位向关系与ε-碳化物与α固溶体的位向关系不同，所以χ—碳化物的形成，是通过ε-碳化物溶解和χ—碳化物在其它地方重新形核、长大形成的，这种析出方式称为“离位析出”。
加热温度升高，χ—碳化物会转变为θ—碳化物，θ—碳化物与α固溶体间保持着一定的位向关系，而且这种位向关系与θ—碳化物的相同，所以θ—碳化 物的转变可以依靠χ—碳化物的就地转变来完成，这种转变方式称为“原位析出”。
当加热温度继续升高，θ—碳化物由共格关系转变为非共格关系，形成稳定的 Fe3C.
5、渗碳体的聚集长大和α相的再结晶
回火加热温度超过400℃以上，已经脱离共格关系的渗碳体开始聚集长大，由于界面能的影响，渗碳体的形状逐渐长大为粒状渗碳体。
当回火温度较低时，α固溶体仍然保持着马氏体的形态，存在着较高密度的位错，可以视其处于加工硬化状态。当加热温度超过 600℃时，α固溶体发生再结晶，从原来的马氏体形态转变为多边形的铁素体。加热温度越高，铁素体的晶粒越粗大。
我还是来点基本知识吧，有点班门弄斧了：
淬火钢在回火时的组织转变
高碳淬火钢的组织是马氏体和少量残余奥氏体，都是不稳定的组织，在回火加热时将逐渐向较稳定的组织——铁素体和渗碳体两相组织转变。其转变大致可分为以下四个阶段：
第1阶段：马氏体的分解（约100～350℃）在100℃以上回火时，马氏体开始分解。马氏体中的碳以过渡碳化物（Fe2.4C）的形式析出，过饱和程度逐渐降低。约在300℃以下，形成由极细的过渡碳化物和过饱和程度较低的马氏体组成的组织，称为回火马氏体。继续升温到约350℃时，马氏体的含碳量降至接近平衡成分，成为铁素体，马氏体分解基本结束。但此时的铁素体仍保持针状特征。
第2阶段：残余奥氏体的转变（约200～300℃）其转变产物仍为回火马氏体。
第3阶段：渗碳体的形成（约250～450℃）约从250℃开始，过渡碳化物逐渐向渗碳体（Fe3C）转变，到400℃左右，全部变为细薄的短片状渗碳体。至此，马氏体便完全分解为铁素体（针状）和渗碳体的两相组织。
第4阶段：渗碳体的聚集长大和铁素体的变化（＞450℃），约在450℃以上，渗碳体由短片状逐渐变为粒状，并聚集散地长大。同时，铁素体逐渐由针状形态转变为等轴晶粒（＞550℃），钢的淬火残余应力完全消除。 |
| 回火索氏体在一定程度上还保持着马氏体的相位 这是在晶相中区别索氏体与回火索氏体最常用的依据 |
大家光顾着说马氏体、回火，还得注意第一和第二个回火脆性温度区域啊！
第一类回火脆性出现在200～350℃，这种脆性在所有的淬火钢回火时不同程度的发生。又称为“不可逆回火脆性”。
第二类回火脆性在450～650℃之间形成。即钢的冲击韧性下降。其特点之一是快冷不产生而慢冷就形成脆性状态。另外对已经具有韧性状态的试样，再经回火脆化处理后，又会变成脆性状态使冲击韧性降低，所以此类回火脆性又称为“可逆回火脆性”。
回火过程中碳化物的析出、残余奥氏体转变、马氏体分解、a相回复与再结晶，都是很复杂的。希望大家从实践中得真知，再升华到理论上的创新与突破！
再谈淬火钢回火过程马氏体及碳化物转变
淬火钢件在回火加热过程中，随加热温度的升高和加热时间的延长，其表观虽无显著变化，但其内部结构却发生了一系列极其复杂的变化。为了便于分析研究，常按其组织转变特征划分为四个阶段，但这种划分只是为了分析问题的方便，而并非绝对。事实上，在整个回火过程中，由于其内部组织结构的变化是连续不断及前后交错进行的，且由于钢种不同、其合金化原理也不同，从而使其出现同类组织的温度和分界点也是错综复杂的，无法截然分开。例如，一般文献将回火四阶段分为：1.150℃以下的马氏体分解；2.200~300℃范围残余奥氏体的转变（其实这种转变可持续至500~600℃，合金工具钢则可持续到700℃以上）；3.250~400℃范围回火马氏体中的碳化物及残余奥氏体转变为下贝氏体中的碳化物发生ε（Fe2.4C）→χ（Fe5C2）→θ（Fe3C）等一系列变化；4.α相的回复、再结晶及碳化物聚集球化等，600℃以上，渗碳体聚集球化过程是按小颗粒溶解、大颗粒长大的胶态平衡规律进行，且往往有限溶解晶内碳化物，而在晶界析出。
值得强调的是：以上四阶段主要是基于碳素钢的回火而划分的。我最近看了一篇翻译文章，一个日本人将回火划分为如下四阶段：1.200℃左右，0.25％C以下的钢，几乎无变化，0.25％C以上的钢，降低硬度的同时，析出ε碳化物（Fe2.4C），200℃以上，析出Fe3C，这一阶段基本上无合金元素的影响；2.150~316℃范围，残奥分界。高合金工具钢是由于Mf点下降所致，低合金工具钢则几乎无显著分解，260℃为回火脆小区，应避开260℃回火；3.260~480℃范围，低合金工具钢Fe3C析出、聚集，硬度降低，高合金工具钢由于碳化物固溶，显示了抗软化作用；4.480~704℃范围，高合金工具钢500~550℃左右二次析出合金碳化物，使硬度上升但韧性急剧下降，故热加工工具钢一般采用二次析出硬化温度高20~50℃的温度回火，以便利用其较高的硬度与恢复的韧度。
显然，这位日本学者是考虑了合金元素在钢中的作用而划分的。 |
尤其是主题关于“马氏体中碳化物是如何分解的”不仅是别扭的问题，我至今还是觉得这个命题本身就是错误的！请问：马氏体中何来碳化物？
首先，如果是因为高碳高合金钢奥氏体化不充分而遗留的未溶碳化物，则淬火后不应存在于马氏体中；其次，如果是因为高碳高合金钢采用较高的奥氏体化温度并进行较长的奥氏体化，导致奥氏体中溶入过多的碳，则如果淬火冷却条件能够保证在淬火冷却而尚未发生马氏体转变的过程不析出第二相（碳化物），那么淬火后必然得到高碳的马氏体较多的残余奥氏体，那么马氏体中仍然不存在碳化物，在回火过程中，因为具备了马氏体的分解条件，则过饱和的马氏体就会析出碳化物，既然是析出碳化物，那么碳化物就游离于马氏体之外，何来“马氏体中大碳化物如何分解”之说呢？
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