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。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。回火到200～300℃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)。因此在形核長大前需要一定的溫度條件?；谕瑯永碛?，這些特殊碳化物的長大速度很低。在450～650℃形成的高度彌散的特殊碳化物，即使長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和伸長率δ不斷改善；韌性（用斷裂韌度K1c為指標(biāo)）總的趨勢是上升，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?；鼗?/p>

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。