⑶低温马氏体型转变
当钢加热到奥氏体后，奥氏体被迅速过冷至MS以下时，铁、碳原子都已失去了扩散能力，但过冷度较大，相变驱动力足以使面心立方的奥氏体转变为体心立方的马氏体，并保持原奥氏体的成分。这种转变属于非扩散型转变，转变产物为马氏体。
简述影响过冷奥氏体等温转变图的因素
⑴含碳量的影响：亚共析钢加热到Ac3以上，过共析钢加热到Ac1以上的正常热处理加热条件下，随着含碳量的增加，亚共析钢的C曲线向右移；过共析钢的C曲线向左移。故在碳钢中以共析钢的过冷奥氏体最稳定。
⑵合金元素的影响：除钴外所有合金元素的溶入，均增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。其中，非碳化合物或弱碳化合物形成元素，如硅、镍、铜和锰等不改变C 曲线的形状，仍保持一个“鼻尖”，至改变C曲线位置；中强或强碳化物形成元素，如铬、钼、钨、钒和钛等溶入奥氏体，不仅使C曲线右移，并使珠光体转变和贝氏体转变区分离，出现两个“鼻尖”，即变成双C曲线。上部C曲线是等温转变形成珠光体区域；下部C曲线是等温转变形成贝氏体区域，其间存在着过冷奥氏体的亚稳定区。
必须指出，强碳化合物形成元素只有溶入奥氏体，才能增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。如以不溶的碳化物存在，反而有利于奥氏体的分解，降低过冷奥氏体的稳定性。
⑶加热温度和时间的影响：当原始组织相同时，随加热温度的升高和保温时间的延长，奥氏体成分更加均匀，晶粒长大，晶界面积减小，从而降低冷却时相变的晶核数目，提高过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。
⑷原始组织的影响：在相同加热条件下，原始组织越细小，越均匀，加热时越容易得到均匀的奥氏体，过冷奥氏体也越稳定。
⑸外加应力和塑性变形的影响：一般来说，因奥氏体比容最小，转变时体积膨胀。三向压应力阻碍过冷奥氏体的转变，使C曲线右移；三向拉应力有利于过冷奥氏体的转变，使C曲线左移。奥氏体塑性变形时会造成晶粒破碎和碳化物的析出，降低奥氏体的稳定性，使C曲线左移。
马氏体具有高强度和高硬度的原因是什么？
⑴过饱和碳引起强烈的正方畸变，形成以碳原子为中心的应力场，这种应力场与位错的交互作用使马氏体显着强化，即固溶强化，这个是主要的。
⑵板条状马氏体内的高密度位错，片状马氏体内精细孪晶，产生亚结构强化。
⑶马氏体形成过程中的自回火现象，使碳原子沿晶体缺陷偏聚或碳化物弥散析出，钉扎位错，从而产生时效强化。
⑷原始奥氏体晶粒大小及板条马氏体束大小对马氏体强度的影响。原始奥氏体晶粒越细小，马氏体板条束越小，则马氏体强度越高。这是由于相界面阻碍位错的运动造成的马氏体强化。
简述淬火钢在回火时的组织变化过程
1马氏体中碳原子的偏聚
⑴含碳量小于0.2%的低碳马氏体中，绝大部分碳原子偏聚到高密度的位错线上，形成柯氏气团。这是由于碳原子和位错的弹性应力场的交互作用，使碳原子被弹性地吸引到位错线上，也称弹性偏聚。马氏体的含碳量为0.2%时，偏聚已达饱和状态。
⑵含碳量大于0.2%的马氏体，超过0.2%的碳原子以不再偏聚到位错附近，而在垂直c轴的（001）m面上偏聚，伴随有化学自由能降低，正方度c/a增加，硬度、强度有所提高，称为化学偏聚。这种偏聚也为析出亚稳定ε碳化物作准备。
2 马氏体的分解
马氏体的分解是自发进行的降低系统自由能的过程，是过饱和碳从固溶体中析出的脱溶过程，可分为两个阶段。
高碳马氏体在100-150℃回火为马氏体分解的第一阶段。碳原子只做短距离迁移，析出的ε碳化物片从周围取得碳原子长大，从而形成贫碳区，远离ε相的地区仍是高碳区，故称为马氏体的二相式分解。
150℃以上回火为马氏体分解的第二阶段，发生连续式分解、碳原子可以作较长距离的迁移，随ε碳化物的析出，α相碳浓度均匀降低，马氏体分解可延续到350℃，此时c/a趋近于1。实验指出，回火温度越高，马氏体碳浓度越低，析出的ε碳化物越多。
3 残余奥氏体的转变
含碳量超过0.5%的碳钢或低合金钢，淬火后总有少量残余奥氏体存在，在200-300℃范围内回火时，残余奥氏体分解为过饱和α固溶体和薄片状ε碳化物的复相组织，二者保持共格，一般认为是回火马氏体或下贝氏体。研究证明，残余奥氏体的转变与过冷奥氏体转变一样，也是一个形核和长大的过程，转变生成贝氏体后也出现浮凸现象。
4 碳化物的转变
在250-400℃回火时，碳钢马氏体中过饱和碳原子几乎全部脱溶，析出比ε碳化物更稳定的碳化物。一种是χ碳化物，具有单斜晶系；另一种是θ碳化物，也就是渗碳体。
研究证明，条状马氏体在上述温度范围回火时，会直接析出θ相（渗碳体）。这种相以薄片或短杆状形成于马氏体的位错线或界面上。
高碳钢中的淬火马氏体和残余奥氏体在低温回火时，分解成α相和ε相，两相之间保持共格联系。
5 碳化物的聚集长大和α相回复、再结晶
当回火温度高于400℃时，渗碳体明显聚集长大并球化，无论片状渗碳体的球化或粒状渗碳体的长大，都通过小颗粒溶解，大颗粒长大的机理进行。由于碳原子的扩散能力近一步增强，铁原子的扩散能力开始恢复，α相中过饱和固溶碳原子全部脱溶，其本身正方度消失，逐渐回复与再结晶，组织中的碳化物也将聚集和球化。
对于条状马氏体来说，回火温度超过400℃时，马氏体的位错密度逐渐降低，剩下的位错又形成二维位错网络，排列成“墙”，构成α相中的亚晶界，从而将其分割成许多亚晶粒。同时，α相中的点阵畸变逐渐消失，称为α相的回复阶段。但是仍保持条形形态。只有回火温度超过600℃时，α相发生再结晶由位错密度降低的等轴晶粒代替回复时的条状组织，条状马氏体形态才消失。
对于高碳钢中的片状马氏体来说，当回火温度超过250℃时，孪晶开始消失，出现位错胞和位错线，显微裂纹逐渐被填合。回火温度达400℃时，孪晶全部消失，α相回复，逐渐形成多边化亚晶粒，仍保持片状特征。当温度高于600℃时，片状马氏体形态消失，等轴状α相代替片状α相。
钢回火转变后的组织有哪些？
1 回火马氏体
高碳钢在150-250℃低温回火，得到回火马氏体组织。回火马氏体光学显微镜下呈暗黑色片状组织，比淬火马氏体易受腐蚀。在电子显微镜下可以观察到片状α相内分布着薄片状ε碳化物，两者保持共格关系。低碳板条状马氏体低温回火后，只是碳原子的偏聚，与淬火马氏体没有显着差别。
2 回火屈氏体
在350-500℃进行中温回火后，得到回火屈氏体组织。其组织特征是：α相仍保持板条状或者片状形态，其上分布着微细粒状渗碳体，在光学显微镜下难以分辨，在电子显微镜下才能辨清两相。
3 回火索氏体
在500——650℃进行高温回火，得到回火索氏体组织。其组织是由细粒状渗碳体和等轴状铁素体所构成的复相组织。
4 粒状珠光体
在650-A1之间回火时，粒状渗碳体明显粗化。此种粒状珠光体与球化退火所得到的组织相同。范性很好，强度较低。
简述淬火钢回火时力学性能与回火温度之间的关系
⑴ 硬度与回火温度之间的关系
中、低碳钢在250℃一下回火时，机械性能无明显变化。这是因为只有碳的偏聚，而无其他组织变化。高碳钢则不同，由于ε相共格析出，引起弥散强化，硬度略有升高。
250-400℃回火时，一方面由于马氏体分解、正方度减小以及碳化物转变和聚集长大，硬度趋于降低；另一方面，由于残余奥氏体转变为下贝氏体，硬度则有所升高。二者综合影响，使得中、低碳钢硬度下降，而高碳钢硬度升高。
回火温度在400℃以上升高时，产生α相的回复与再结晶及碳化物聚集并球化，均使硬度下降。
⑵强度和塑性与回火温度的关系
高、中、低碳钢回火时，弹性极限随回火温度上升而增加，大约在350℃左右出现峰值。这与回火过程中碳的偏聚、ε碳化物的析出、α相中碳过饱和度下降以及渗碳体析出α相回复等组织结构变化相联系。
钢的塑性一般随回火温度的升高而加大。
⑶冲击韧性与回火温度之间的关系
随着回火温度的升高，碳钢冲击值（αk）变化的总趋势是增加的。但是，高碳钢经扭转冲击试验，可测出250℃左右回火后冲击值下降的脆化现象。
⑷断裂韧性与回火温度之间的关系
在400℃以下，随回火温度增高，断裂韧性和冲击韧性均降低。400℃以上回火时，断裂韧性增大。
解释碳钢回火脆性的定义、原因及消除或改善方法
在250-400℃和450-650℃区域存在着冲击韧显著下降的现象，这种脆化现象称为回火脆性。
⑴其中在250-400℃范围内回火时出现的脆性称为第一类回火脆性，存在于一切钢种之中。此后若重新加热至第一类回火脆化温区，也不再出现脆性。故又称不可逆回火脆性。因其出现与低温回火温度范围，故又称低温回火脆性。发生第一类回火脆性的钢件，断口呈晶间断裂；无第一次回火脆性的钢件，呈穿晶断裂。
消除或改善的方法：
①     以极快的速度加热和冷却以及高温形变热处理。
②     以非碳化合物形成元素（Si）来合金化，一起有效地推迟马氏体脱溶的作用，使低温回火脆性温度区上移，从而使钢获得高强韧性。
导致第一类回火脆性的原因是ε相转变θ相或χ相，沿板条马氏体的条间、束界或片状马氏的孪晶带和晶界上析出，引起钢的韧性明显降低。
⑵淬火的合金钢在450-650℃范围内回火后，进行慢冷所出现的脆性，称为高温回火脆性。已产生脆性的工件，重新加热到600℃以上保温，然后快冷，则可消除此类脆性。如在600℃以上再次加热慢冷，脆性又将出现，故也称为可逆回火脆性。
产生第二类回火脆性的原因是：锑、锡、砷、磷等杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物方式析出，是导致第二类回火脆性的主要原因。
为了防止高温回火脆性，可在钢中加入0.5%钼或1%钨，抑制杂质元素向晶界偏聚，这种方法适用于大工件。对于中小工件，可采用高温回火后快冷，抑制杂质元素偏聚。
介绍几种常见的退火工艺、目的及应用
1 完全退火
将亚共析钢加热至Ac3以上20-30℃，保温足够时间奥氏体化后，随炉缓慢冷却，从而接近平衡的组织，这种热处理工艺称为完全退火。
经浇注并模冷后的钢锭和铸钢件，或终轧终止温度过高的热锻轧件，晶粒粗大，易得魏氏组织，并存在着内应力。可通过完全退火来细化晶粒、均匀组织、消除内应力、降低硬度，便于切削加工，并为加工后零件的淬火做好组织准备。
完全退火只适用于亚共析钢，不宜用于过共析钢。过共析钢若加热至Acm以上单相奥氏体区，缓冷后会析出网状二次渗碳体，使钢的强度、范性和韧性大大降低。
2 不完全退火
亚共析钢在Ac1- Ac3之间或过共析钢在Ac1-Accm之间两相区加热，保温足够时间，进行缓慢冷却的热处理工艺，称为不完全退火。
如果亚共析钢的终轧终止温度适当，并未引起晶粒粗化，铁素体和珠光体的分布又无异常现象，采用不完全退火，可以进行部分重结晶，起到细化晶粒，改善组织，降低硬度和消除内应力的作用。亚共析钢的不完全退火温度一般为740-780℃，其优点是加热温度低，操作条件好，节省燃料和时间。
过共析钢退火是为了细化和均匀组织，降低硬度和消除内应力。
3 等温退火
等温退火是将钢件加热到临界温度（过共析钢Ac1或亚共析钢Ac3）以上奥氏体化，然后将钢件移入另一温度稍低于Ar1的炉中等温停留，不可太高也不宜过低。太高则等温时间过长，且硬度偏低；过低则硬度偏高。原则是在保证硬度合格的条件下，尽量选用较低的等温温度，以缩短等温时间，提高劳动生产率。当转变完成后，出炉空冷至室温。
等温退火时转变易于控制，更适用于过冷奥氏体稳定性高的合金钢，可以节省钢件在炉内的时间，提高退火炉的周转率。
  4 球化退火
球化退火是使钢中的碳化物球化，获得粒状珠光体的热处理工艺，主要用于过共析钢，如碳素工具钢、低合金工具钢和滚珠轴承钢。
球化退火的目的是降低硬度，改善切削加工性能，以及获得均匀的组织，并为最后的淬火处理做组织准备。其加热温度范围一般取Ac1以上20-30℃