工件在150~250℃進(jìn)行的回火。

目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火殘留應(yīng)力和脆性

回火后得到回火馬氏體，指淬火馬氏體低溫回火時(shí)得到的組織。力學(xué)性能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性。

應(yīng)用范圍：主要應(yīng)用于各類高碳鋼的工具、刃具、量具、模具、滾動(dòng)軸承、滲碳及表面淬火的零件等。

工件在350～500 ℃之間進(jìn)行的回火。

目的是得到較高的彈性和屈服點(diǎn)，適當(dāng)?shù)捻g性?；鼗鸷蟮玫交鼗鹎象w，指馬氏體回火時(shí)形成的鐵素體基體內(nèi)分布著極其細(xì)小球狀碳化物（或滲碳體）的復(fù)相組織。

力學(xué)性能：35～50HRC，較高的彈性極限、屈服點(diǎn)和一定的韌性。

應(yīng)用范圍：主要用于彈簧、發(fā)條、鍛模、沖擊工具等。

工件在500~650℃以上進(jìn)行的回火。

目的是得到強(qiáng)度、塑性和韌性都較好的綜合力學(xué)性能。

回火后得到回火索氏體，指馬氏體回火時(shí)形成的鐵素體基體內(nèi)分布著細(xì)小球狀碳化物（包括滲碳體）的復(fù)相組織。

力學(xué)性能：25～35HRC，較好的綜合力學(xué)性能。

應(yīng)用范圍：廣泛用于各種較重要的受力結(jié)構(gòu)件，如連桿、螺栓、齒輪及軸類零件等。

工件淬火并高溫回火的復(fù)合熱處理工藝稱為調(diào)質(zhì)。調(diào)質(zhì)不僅作最終熱處理，也可作一些精密零件或感應(yīng)淬火件預(yù)先熱處理。

45鋼正火和調(diào)質(zhì)后性能比較見下表所示。

45鋼（φ20mm～φ40mm）正火和調(diào)質(zhì)后性能比較

鋼淬火后在300℃左右回火時(shí)，易產(chǎn)生不可逆回火脆性，為避免它，一般不在250～350℃ 范圍內(nèi)回火。

含鉻、鎳、錳等元素的合金鋼淬火后在500～650℃回火，緩冷易產(chǎn)生可逆回火脆性，為防止它，小零件可采用回火時(shí)快冷；大零件可選用含鎢或鉬的合金鋼。

注意事項(xiàng)

二次預(yù)熱將淬火成馬氏體的鋼加熱到臨界點(diǎn)A1以下某個(gè)溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間，再冷到室溫的一種熱處理工藝?；鼗鸬哪康脑谟谙慊饝?yīng)力，使鋼的組織轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄬?duì)穩(wěn)定狀態(tài)。在不降低或適當(dāng)降低鋼的硬度和強(qiáng)度的條件下改善鋼的塑性和韌性，以獲得所希望的性能。中碳和高碳鋼淬火后通常硬度很高，但很脆，一般需經(jīng)回火處理才能使用。鋼中的淬火馬氏體，是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，具有體心正方結(jié)構(gòu)，其正方度c/a隨含碳量的增加而增大（c/a=1+0.045wt%C）。馬氏體組織在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的，有向穩(wěn)定組織過渡的趨勢(shì)。許多鋼淬火后還有一定量的殘留奧氏體，也是不穩(wěn)定的，回火過程中將發(fā)生轉(zhuǎn)變。因此，回火過程本質(zhì)上是在一定溫度范圍內(nèi)加熱淬火鋼，使鋼中的熱力學(xué)不穩(wěn)定組織結(jié)構(gòu)向穩(wěn)定狀態(tài)過渡的復(fù)雜轉(zhuǎn)變過程。轉(zhuǎn)變的內(nèi)容和形式則視淬火鋼的化學(xué)成分和組織，以及加熱溫度而有所不同（見馬氏體相變）。

調(diào)整淬硬鋼以便使用的第三步通常是回火。除了等溫淬火鋼通常在淬火狀態(tài)下使用外，大多數(shù)鋼都不能在淬火狀態(tài)下使用。為產(chǎn)生馬氏體而采取的激冷使鋼很硬，產(chǎn)生宏觀內(nèi)應(yīng)力和微觀內(nèi)應(yīng)力，使材料塑性很低，脆性極大。為減少這種危害，可通過將鋼再加熱到A1線低溫轉(zhuǎn)變以下某一溫度。淬火鋼回火時(shí)產(chǎn)生的結(jié)構(gòu)變化是時(shí)間和溫度的函數(shù)?其中溫度是最重要的。必須要強(qiáng)調(diào)，回火不是硬化方法，而是剛好相反?；鼗痄撌菍⒔?jīng)熱處理硬化的鋼?通過回火時(shí)的再加熱來釋放應(yīng)力、軟化和提高塑性。 回火引起的結(jié)構(gòu)變化和性能改變?nèi)Q于鋼重新加熱的溫度。溫度越高，效果越大，所以溫度的選擇通常取決于犧牲硬度和強(qiáng)度換取塑性和韌性的程度。重新加熱到100℃以下，對(duì)淬火普碳鋼影響不大，在100℃到200℃之間?結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生某些變化，在200℃以上?結(jié)構(gòu)和性能顯著變化。在緊靠著A1溫度以下的長(zhǎng)時(shí)間加熱會(huì)產(chǎn)生與球化退火過程類似的球化結(jié)構(gòu)。 在工業(yè)上，通常要避免在250℃到425℃范圍內(nèi)回火，因?yàn)檫@個(gè)范圍內(nèi)回火的鋼經(jīng)常會(huì)產(chǎn)生無法解釋的脆性或塑性喪失現(xiàn)象。一些合金鋼在425℃到600℃范圍內(nèi)，也會(huì)產(chǎn)生“回火脆性"，特別是從（或通過）這個(gè)溫度范圍緩慢冷卻時(shí)出現(xiàn)。當(dāng)這些鋼必須高溫回火時(shí)，它們通常加熱到600℃以上并快速冷卻。當(dāng)然，從這個(gè)溫度快冷不會(huì)產(chǎn)生硬化，因?yàn)闆]有進(jìn)行奧氏體化。

碳鋼的回火過程

淬火碳鋼回火過程中的組織轉(zhuǎn)變對(duì)于各種鋼來說都有代表性?；鼗疬^程包括馬氏體分解，碳化物的析出、轉(zhuǎn)化、聚集和長(zhǎng)大，鐵素體回復(fù)和再結(jié)晶，殘留奧氏體分解等四類反應(yīng)。低、中碳鋼回火過程中的轉(zhuǎn)變示意地歸納在圖1中。根據(jù)它們的反應(yīng)溫度，可描述為相互交疊的四個(gè)階段。

回火(3)第一階段回火（250℃以下） 馬氏體在室溫是不穩(wěn)定的，填隙的碳原子可以在馬氏體內(nèi)進(jìn)行緩慢的移動(dòng)，產(chǎn)生某種程度的碳偏聚。隨著回火溫度的升高，馬氏體開始分解，在中、高碳鋼中沉淀出ε-碳化物（圖2），馬氏體的正方度減小。高碳鋼在 50～100℃回火后觀察到的硬度增高現(xiàn)象，就是由于ε-碳化物在馬氏體中產(chǎn)生沉淀硬化的結(jié)果（見脫溶）。ε-碳化物具有密排六方結(jié)構(gòu)，呈狹條狀或細(xì)棒狀，和基體有一定的取向關(guān)系。初生的 ε-碳化物很可能和基體保持共格。在250℃回火后，馬氏體內(nèi)仍保持含碳約0.25%。含碳低于 0.2%的馬氏體在200℃以下回火時(shí)不發(fā)生ε-碳化物沉淀，只有碳的偏聚，而在更高的溫度回火則直接分解出滲碳體。

第二階段回火（200～300℃） 　殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?；鼗鸬?00～300℃的溫度范圍，淬火鋼中原來沒有*轉(zhuǎn)變的殘留奧氏體，此時(shí)將會(huì)發(fā)生分解，形成貝氏體組織。在中碳和高碳鋼中這個(gè)轉(zhuǎn)變比較明顯。含碳低于 0.4%的碳鋼和低合金鋼，由于殘留奧氏體量很少，所以這一轉(zhuǎn)變基本上可以忽略不計(jì)。

第三階段回火（200～350℃） 馬氏體分解完成，正方度消失。ε-碳化物轉(zhuǎn)化為滲碳體 (Fe3C）。這一轉(zhuǎn)化是通過 ε-碳化物的溶解和滲碳體重新形核長(zhǎng)大方式進(jìn)行的。最初形成的滲碳體和基體保持嚴(yán)格的取向關(guān)系。滲碳體往往在ε-碳化物和基體的界面上、馬氏體界面上、高碳馬氏體片中的孿晶界上和原始奧氏體晶粒界上形核（圖3）。形成的滲碳體開始時(shí)呈薄膜狀，然后逐漸球化成為顆粒狀的Fe3C。

第四階段回火（350～700℃） 滲碳體球化和長(zhǎng)大，鐵素體回復(fù)和再結(jié)晶。滲碳體從400℃開始球化，600℃以后發(fā)生集聚性長(zhǎng)大。過程進(jìn)行中，較小的滲碳體顆粒溶于基體，而將碳輸送給選擇生長(zhǎng)的較大顆粒。位于馬氏體晶界和原始奧氏體晶粒間界上的碳化物顆粒球化和長(zhǎng)大的速度最快，因?yàn)樵谶@些區(qū)域擴(kuò)散容易得多。

鐵素體在350～600℃發(fā)生回復(fù)過程。此時(shí)在低碳和中碳鋼中，板條馬氏體的板條內(nèi)和板條界上的位錯(cuò)通過合并和重新排列，使位錯(cuò)密度顯著降低，并形成和原馬氏體內(nèi)板條束密切關(guān)聯(lián)的長(zhǎng)條狀鐵素體晶粒。原始馬氏體板條界可保持穩(wěn)定到600℃；在高碳鋼中，針狀馬氏體內(nèi)孿晶消失而形成的鐵素體，此時(shí)也仍然保持其針狀形貌。在600～700℃間鐵素體內(nèi)發(fā)生明顯的再結(jié)晶，形成了等軸鐵素體晶粒。此后，F(xiàn)e3C顆粒不斷變粗，鐵素體晶粒逐漸長(zhǎng)大。

合金元素的影響

對(duì)一般回火過程的影響 合金元素硅能推遲碳化物的形核和長(zhǎng)大，并有力地阻滯ε-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體；鋼中加入2%左右硅可以使ε-碳化物保持到400℃。在碳鋼中，馬氏體的正方度于300℃基本消失，而含Cr、Mo、W、V、Ti和Si等元素的鋼，在450℃甚至 500℃回火后仍能保持一定的正方度。說明這些元素能推遲鐵碳過飽和固溶體的分解。反之，Mn和Ni促進(jìn)這個(gè)分解過程（見合金鋼）。

合金元素對(duì)淬火后的殘留奧氏體量也有很大影響。殘留奧氏體圍繞馬氏體板條成細(xì)網(wǎng)絡(luò)；經(jīng)300℃回火后這些奧氏體分解，在板條界產(chǎn)生滲碳體薄膜。殘留奧氏體含量高時(shí)，這種連續(xù)薄膜很可能是造成回火馬氏體脆性（300～350℃）的原因之一。合金元素，尤其是Cr、Si、W、Mo等，進(jìn)入滲碳體結(jié)構(gòu)內(nèi)，把滲碳體顆粒粗化溫度由350～400℃提高到500～550℃，從而抑制回火軟化過程，同時(shí)也阻礙鐵素體的晶粒長(zhǎng)大。

特殊碳化物和次生硬化 當(dāng)鋼中存在濃度足夠高的強(qiáng)碳化物形成元素時(shí)，在溫度為450～650℃范圍內(nèi)，能取代滲碳體而形成它們自己的特殊碳化物。形成特殊碳化物時(shí)需要合金元素的擴(kuò)散和再分配，而這些元素在鐵中的擴(kuò)散系數(shù)比C、N等元素要低幾個(gè)數(shù)量級(jí)。因此在形核長(zhǎng)大前需要一定的溫度條件。基于同樣理由，這些特殊碳化物的長(zhǎng)大速度很低。在450～650℃形成的高度彌散的特殊碳化物，即使長(zhǎng)期回火后仍保持其彌散性。圖4表明，在450～650℃之間合金碳化物的形成對(duì)基體產(chǎn)生強(qiáng)化作用，使鋼的硬度重新升高，出現(xiàn)峰值。這一現(xiàn)象稱為次生硬化?；鼗?/p>

鋼在回火后的性能

淬火鋼回火后的性能取決于它的內(nèi)部顯微組織；鋼的顯微組織又隨其化學(xué)成分、淬火工藝及回火工藝而異。碳鋼在100～250℃之間回火后能獲得較好的力學(xué)性能。合金結(jié)構(gòu)鋼在200～700℃之間回火后的力學(xué)性能的典型變化如圖5所示。從圖5可以看出，隨著回火溫度的升高，鋼的抗拉強(qiáng)度σb單調(diào)下降；屈服強(qiáng)度σ0.3 先稍升高而后降低；斷面收縮率ψ和伸長(zhǎng)率δ不斷改善；韌性（用斷裂韌度K1c為指標(biāo)）總的趨勢(shì)是上升，但在300～400℃之間和500～550℃之間出現(xiàn)兩個(gè)極小值，相應(yīng)地被稱為低溫回火脆性與高溫回火脆性。因此，為了獲得良好的綜合力學(xué)性能，合金結(jié)構(gòu)鋼往往在三個(gè)不同溫度范圍回火：超高強(qiáng)度鋼約在200～300℃；彈簧鋼在460℃附近；調(diào)質(zhì)鋼在550～650℃回火。碳素及合金工具鋼要求具有高硬度和高強(qiáng)度，回火溫度一般不超過200℃?；鼗饡r(shí)具有次生硬化的合金結(jié)構(gòu)鋼、模具鋼和高速鋼等都在500～650℃范圍內(nèi)回火。回火

回火脆性

回火軟化性低溫回火脆性 許多合金鋼淬火成馬氏體后在250～400℃回火中發(fā)生的脆化現(xiàn)象。已經(jīng)發(fā)生的脆化不能用重新加熱的方法消除，因此又稱為不可逆回火脆性。引起低溫回火脆性的原因已作了大量研究。普遍認(rèn)為，淬火鋼在250～400℃范圍內(nèi)回火時(shí)，滲碳體在原奧氏體晶界或在馬氏體界面上析出，形成薄殼，是導(dǎo)致低溫回火脆性的主要原因。鋼中加入一定量的硅，推遲回火時(shí)滲碳體的形成，可提高發(fā)生低溫回火脆性的溫度，所以含硅的超高強(qiáng)度鋼可在300～320℃回火而不發(fā)生脆化，有利于改進(jìn)綜合力學(xué)性能。

高溫回火脆性 許多合金鋼淬火后在500～550℃之間回火，或在600℃以上溫度回火后以緩慢的冷卻速度通過500～550℃區(qū)間時(shí)發(fā)生的脆化現(xiàn)象。如果重新加熱到600℃以上溫度后快速冷卻，可以恢復(fù)韌性，因此又稱為可逆回火脆性。已經(jīng)證明，鋼中P、Sn、Sb、As等雜質(zhì)元素在500～550℃溫度向原奧氏體晶界偏聚，導(dǎo)致高溫回火脆性；Ni、Mn等元素可以和P、Sb等雜質(zhì)元素發(fā)生晶界協(xié)同偏聚（cosegregation),Cr元素則又促進(jìn)這種協(xié)同偏聚，所以這些元素都加劇鋼的高溫回火脆性。相反，鉬與磷交互作用，阻礙磷在晶界的偏聚，可以減輕高溫回火脆性。稀土元素也有類似的作用。鋼在 600℃以上溫度回火后快速冷卻可以抑止磷的偏析，在熱處理操作中常用來避免發(fā)生高溫回火脆性。