马氏体中碳化物是如何转变的？（加分题）

fcjyiong

100-200℃ 回火马氏体，过饱和碳原子以ε碳化物形式析出。
200-300 ℃残余奥氏体开始分解，转变成下贝氏体,300℃基本结束。
300-400℃ 碳化物转变  碳原子从过饱和α固溶体中析出，同时ε碳化物转变为Fe3C
400-500 ℃渗碳体长大，与α相的再结晶
500-650℃ 回火索氏体，这时铁素体已发生再结晶，失去了原马氏体的片状或板条状形态
650℃——A1点，回火珠光体

sochi

在高速钢的回火过程中，随着温度的升高，由残奥生马氏体，同时在马氏体中会有一部分碳析出
请教
残奥生马氏体是在一定的温度中生成.
还是此时应力减少.碳化物分解.MS点升高.在后来冷却过程中生成

耿建亭

部分在回火中等温生成,大部分在回火冷却过程中生成,因为高速钢的回火温度是其残余奥低体的反稳定化温度,在此温度下回火,残奥将变得不稳定,在随后的冷却过程中生成淬火马氏体.因此此类钢的回火冷却一般不易缓冷,避免再次通过残奥的陈稳化温度时重新产生稳定.
因此类钢的残奥十分稳定,因此就有多次回火之作业规范.

另有在560回火这前进行约360度回火的作业方式,其目的我也是在此论坛中刚学的.为先析出碳化物之原因,具体请查论坛(我现在找不到了 )
水平有限,解释不清,请原谅.

sochi

部分在回火中等温生成,
我可能有点较真...这句不严谨.马氏体一定在MS点以下形成或转变.是连续还是等温.只是方式不同.如回火等温温度高于MS点则......要知道高速钢的MS点不高啊
高速钢第一次回火在360度左右回火.好几年前有不少论文.我试过一段时间,不稳定.效果不明显.后放弃.希望能得到指教
陈化稳定现象或多或少都有会产生.操作时稍注意一点.残奥的量到底是多少合适目前没有明确.要视产品

CL60

在实际中发现，在许多情况下回火索氏体保留着原淬火马氏体的位相。这应该是判断调质状态下索氏体是由淬火索氏体或马氏体而来的重要依据。

sdust

淬火马氏体通过高温回火可以得到回火索氏体
中温回火可以得到回火屈氏体。
直接退火可以得到要珠光体
知道的就这么一点，请师傅们指正。
谢谢！

霍大侠

当奥氏体快速过冷到Ms点（对共析钢约为2-300C）以下时，将发生马氏体转变而形成马氏体类型组织。马氏体转变是强化金属材料的重要途径之一。
马氏体的晶体结构特点
马氏体转变是在低温下进行的，铁、碳原子均不能扩散，转变时只发生γ－Fe→α－Fe的晶格改组，而无成分的变化，即固溶在奥氏体中的碳，全部保留在α－Fe晶格中，使α－Fe超过其平衡含碳量。因此，马氏体是碳在α－Fe中的过饱和固溶体，用符号“M”表示。碳的过饱和必然使α－Fe晶格发生畸变而成为体心正方晶格，即a=b≠c。c/a称为马氏体的正方度，显然，马氏体的含碳量越高，正方度越大，晶格畸变也越严重。
马氏体转变的特点
1）无扩散性  马氏体转变的过冷度很大，转变温度低，铁、碳原子的扩散都极其困难，因此是非扩散型相变，转变过程中没有成分变化，马氏体的含碳量与母相奥氏体的含碳量相同。
2）共格切变性  由于原子不能进行扩散，因而晶格的转变以切变的机制进行。在切变过程中，由面心立方的奥氏体转变为体心立方的马氏体。切变不仅使晶格改变，还使切变部份的形状和体积发生变化，引起相邻奥氏体随之变形。在预先抛光的试样表面，会产生“浮凸”现象。马氏体切变转变变温形成  马氏体转变有其开始转变温度（Ms点）和转变终了温度（Mf点）。当过冷奥氏体冷到Ms点，便发生马氏体转变，转变量随温度的下降而不断增加，一旦冷却中断，转变便很快停止。随后继续冷却，马氏体可继续形成，但会因中间停留而造成奥氏体的“陈化稳定”现象，即增加奥氏体向马氏体转变的困难。
4）高速长大  马氏体转变没有孕育期，形成速度极快，瞬间形核，瞬间长大。马氏体转变量的增加，不是靠原马氏体片的长大，而是靠新的马氏体片的不断形成。由于马氏体的形成速度极快，一片马氏体形成时可能因撞击作用而使已形成的马氏体产生微裂纹。
5）马氏体转变的不完全性  一般来说，奥氏体向马氏体的转变是不完全的，即使冷却到Mf点，也不可能获得100%的马氏体，总有部份奥氏体未能转变而残留下来，这部分奥氏体称为残余奥氏体，用符号“A′”表示。

[ 本帖最后由 ltw369258 于 2007-11-23 21:39 编辑 ]

ipsen

分两种
１）高碳马氏体的析出
a．小于１２５～１５０度　ξ（η）-FexC  此种碳化物与基体共格
b.150~250 ξ（η）-FexC 继续析出，基体中出现孪晶界
c.250~400 ξ（η）-FexC  →X-Fe3C 斜方点阵
d.大于400 X-Fe3C →θ-Fe3C脱离基体，马氏体针仍然存在
2）低碳马氏体的析出
a.小于200 C%＜0.2%的钢碳偏聚
b.大于200 从偏聚区析出θ-Fe3C
c.250时 位错条界析出θ-Fe3C  350~450 温度升高时位错θ-Fe3C溶解，条界上θ-Fe3C  长大产生回火脆性
d.500~550 θ-Fe3C 长大，α分布粒状

将军不再来

碳化物存在于马氏体界面、本身并没有和马氏体互溶合、而是处于游离状态，随回火温度增高稳定后、部份被残奥吸收兼容、部份被马氏体肢解（马氏体分解时产生）故而，回火后碳化物各有归处可去，一点浅谈、不过对此现象早年就有所识，如误请指正

lsmscut

回火索氏体根据回火温度不同和含碳量不同，好像会保留马氏体位相，什么程度还有待进一步去研究。当然温度更高就变成退火了。

sdjjx

理论方面的东西书上都有，而且大家也叙述的比较清楚，不过有些结论只是猜测，不可作为分析依据。
马氏体是碳在奥氏体中的过饱和固溶体，淬火后是一种不稳定的组织，回火时马氏体具体的转变，就是好多专家也搞不清楚，好多变化只是试验室研究的一些猜测而已。
我觉得不用关心具体有什么碳化物析出，什么温度开始析出，这些对我们实际的生产并没什么具体用处。
我们的目的是：如何回火能更好的消除应力，又能使硬度降的很少。
回火的目的就是使马氏体趋于稳定，回火温度越高，其稳定性越好。所以有些钢为了获得好的综合性能，就调质处理。(高速钢等一些特殊的钢种不大一样，这里就不多说了)
      以上只是自己的一点浅显见解，请各位指教！

fsaqi

去看卡恩的《材料科学与技术丛书（第7卷） 钢的组织与性能》
另外,偶是新来的,帖子里附件大小的限制是多少??

zwl

马氏体是碳在铁素体过饱和固溶体，马氏体中无碳化物，此问题应该是回火过程中，马氏体是如何转变的？在回火过程中，随着回火温度的升高，马氏体组织会随之改变，一回火准备阶段（１００℃以下）＿碳的偏聚或聚集：碳原子在一定的晶面上聚集，形成富碳区，组织没有变化。二回火第一阶段（１００－２５０℃）——马氏体分解：此温度回火马氏体分解为低碳马氏体和弥散度和高的ε碳化物。三回火第二阶段（２５０－４００℃）——碳化物类型的变化：此温度回火马氏体过饱和碳脱溶，前阶段生成的ε碳化物发生类型转变，转变为渗碳体。四回火第三阶段（４００－７００℃）——此温度回火渗碳体发生球化，并聚集长大。马氏体结构发生回复和再结晶。

交流为主

是滴,保留马氏体位向的回火索氏体是普遍存在滴

MikeXu

以下是文章比较全面论述回火过程的组织转变,特此引用(仅供参考):

      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。

ygz123

25-100 碳向位错偏析预脱溶原子团,在高碳钢中以原子团占据优势:
100-250 ε-碳化物沉淀,C%<0.2%时不形成,在低碳低合金钢中可能不存在:
200-300残余奥氏体转变成贝氏体,仅在中碳和高碳钢中出现:
250-350 板条状Fe3C沉淀:
400-600 位错亚结构恢复,板条状Fe3C结团成球状Fe3C:
500-600 形成合金碳化物,仅在含Ti Cr Mo V Nb W的钢中出现,Fe3C可能溶掉:
600-700 再结晶和晶粒长大,球状Fe3C粗化,在中碳和高碳钢中再结晶被抑制,形成了等轴铁素体.

Dream

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。

djforever

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

djforever

马氏体中碳的偏聚：在20-80℃范围内回火时，Fe和合金元素的源自难以进行扩散迁移，但C、N等间隙原子尚能作短距离的扩散迁移，当C、N原子扩散到上诉微观缺陷的间隙位置后，将降低马氏体的能量。
    马氏体的分解：当温度超过80℃，马氏体将法师分解，随回火温度升高，马氏体中的碳浓度逐渐降低，晶格常数c减小、a增大、 正方度c/a减小。马氏体的分解一直延续到350℃以上，在高合金钢中甚至可以延续到600℃.
片状马氏体在100-250℃回火时，固溶于马氏体中的过饱和碳原子脱溶，沿马氏体的（001）M晶面沉淀析出ε-碳化物，其晶格结构为米拍六方晶格，通常用ε-FexC表示，其中x约等于2~3。ε-碳化物于母相之间有共格关系，并保持一定的晶体学位相关系。
    残余奥氏体的转变：淬火钢在200~300℃回火时，残余奥氏体分解为α相和碳化物的机械混合物，称为回火马氏体或下贝氏体。
    碳化物的转变：在250~400℃回火时，马氏体内过饱和的碳原子几乎全部脱溶，并形成比ε-碳化物更稳定的碳化物。回火温度升高到250℃以上，在C含量大于0.4%的马氏体中，ε-碳化物逐渐溶解，同时沿{112}M晶面析出χ-碳化物，其分子式为Fe5C2，具有单斜晶格。χ-碳化物呈小片状平行地分布在马氏体片中，它与母相有共格界面，并保持一定位向关系。随回火温度的升高，除析出χ-碳化物以外，还同时析出θ-碳化物，即Fe3C。
    渗碳体的聚集长大和α相回复再结晶 当回火温度升高到400℃以上时，析出的渗碳体逐渐聚集球化，片状渗碳体的长度和宽度之比逐渐缩小，最终形成粒状渗碳体。此外，由于淬火马氏体晶粒的形状为非等轴状，而且晶内的位错密度很高，与冷变形金属相似。所以回火过程中发生回复和再结晶。

yefengdana

钢材奥氏体化后以大于材料的临界冷却速度进行快速持续降温到马氏体组织，M转变是无扩散转变，碳元素来不及从中析出与其它元素化合，这就导致晶界内累积了大量的畸变应力（俗称组织应力），所以淬火件一般都需回火使用（一些特殊的高频热处理件除外），高能M在回火时通过析出碳与其它合金元素来释放能量，当然回火温度越高应力释放的就越多，当得到回火S时基本恢复了组织之间的平衡。