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钢件在淬火状态下有以下三个主要特征。

根据钢件尺寸、加热温度、时间、转变特征及利用的冷却方式，钢件淬火后的组织主要由马氏体或马氏体＋残余奧氏体组成，此外，还可能存在些未溶碳化物。马氏体和残余奥氏体在室温下都处于亚稳定状态，它们都有向铁衆体加渗碳体的稳定状态转化的趋势。

由碳原子引起的点阵畸变通过硬度表示出来，它随过饱和度（即含碳量)的增加而增加。淬火组织硬度、强度高，塑性、韧性低。

包括微观应力和宏现应力，前者与碳原子引起的点阵畸变有关，尤其是与髙碳马氏体达到大值有关，说明淬火时马氏体处于紧张受力状态之中；后者是由于淬火时横截面上形成的温差而产生的，工件表面或心部所处的应力状态是不同的，有拉应力或压应力，在工件内部保持平衡。如不及时消除淬火钢件的内应力，会引起零件的进步变形乃至开裂。

综上所述，淬火工件虽有髙硬度与髙强度，但跪性大，组织不稳定，且存在较大的淬火内应力，因此必须经过回火处理才能使用。般来说，回火工艺是钢件淬火后必不可少的后续工艺，它也是热处理过程的后道工序，它賦予工件后所需要的性能。

回火是将淬火钢加热到Ac1以下的某温度，保温定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。它的主要目的为：

（1）合理地调整钢的硬度和强度，提高钢的韧性，使工件满足使用要求；

（2）稳定组织，使工件在长期使用过程中不发生组织转变，从而稳定工件的形状与尺寸；

（3）ƒ降低或消除工件的淬火内应力，以减少工件的变形，并防止开裂。

淬火钢件回火时，按回火温度的髙低和组织转变的特征，可将钢的回火过程分为以下5个阶段。

马氏体是C在α-Fe中的过饱和间隙固溶体，C原子分布在体心立方的扁八面体间隙之中，造成了很大的弹性畸变，因此升高了马氏体的能量，使之处于不稳定的状态。在100℃以下回火时，C、N等间隙原子只能短距离扩散迁移，在晶体内部重新分布形成偏聚状态，以降低弹性应变能。对于板条马氏体，因有大量位错，C原子便偏聚于位错线附近，所以淬火钢在室温附近放置时，碳原子向位错线附近偏聚。对于片状马氏体，C原子则偏聚在定晶面上，形成薄片状偏聚区。这些偏聚区的含碳量高于马氏体的平均含碳量， 为碳化物的析出创造了条件。

当回火温度超过80℃时，马氏体将发生分解，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。马氏体的分解直延续到350℃以上，在高合金钢中甚至可以延续到600℃。不同含碳量的马氏体的碳浓度随回火温度的变化规律。随着回火温度的升高，马氏体中含碳量不断降低。高碳钢的碳浓度随回火温度升髙降低很快，含碳量较低的钢中碳浓度降低较缓。马氏体的碳浓度与回火时间的关系：回火时间对马氏体中含碳量的影响较小，马氏体的碳浓度在回火初期下降很快，随后趋于平缓。回火温度越高，回火初期碳浓度下降越多。

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，沿着马氏体的定晶面沉淀析出ε-FexC的碳化物(x≈2〜3),其晶格结构为密排六方晶格，与母相之间有共格关系，并保持定的晶体学位向关系。

含碳量低于0.2％的板条马氏体，在淬火冷却时已经发生自回火，绝大部分碳原子都偏聚到位错线附近，所以在200℃以下回火时没有ε-碳化物析出。

高碳钢在350℃以下回火时，马氏体分解后形成的α相和弥散的ε-碳化物组成的复相组织称为回火马氏体。回火马氏体中的α相仍保持针状形态，由于它是两相组成的，较淬火马氏体容易腐蚀，故在金相显微镜下呈黑色针状组织，与下贝氏体很相似。

淬火的中、髙碳钢，组织中总含有少量残余奥氏体，在230〜300℃温度区间回火时，残余奥氏体将发生分解，分解时遵循与过冷奥氏体分解相同的规律，转变产物为α相与碳化物，其中。α相的含碳量与同温下的回火马氏体是致的，因此统称为回火马氏体。碳化物的粒子有所长大，但仍是很细很薄的片，并与母体保持着共格关系。残余奥氏体在更高温度(如600℃左右）恒温分解产物应是珠光体，而在这两个温度之间也有奥氏体分解的稳定区，回火过程未能完全分解的残余奧氏体在随后的冷却过程中有可能再次转变为马氏体，这就是二次淬火现象。这对髙碳钢尤其是高合金钢的热处理工艺有很大的实际意义，生产实践中往往利用这原理来进步提高钢的硬度。合金元索对残余奥氏体分解的影响和对过冷奥氏体的影响基本相同。

在250〜400℃温度区间回火时，马氏体内过饱和的碳原子几乎全部脱溶，α相的含碳量几乎已达到平衡含碳量（0.001％--0.02％)，在低温下析出的碳化物（FexC）将转变为粒状碳化物化(Fe3C)，α相在降低含碳量的同时，点阵晶格畸变开始消失。嵌镶块遂渐长大，变成多边形晶粒，也就是铁素体的恢复。这种由针状α相和与其无共格联系的细小顆粒与片状碳化物组成的机械混合物般称为回火屈氏体。其组织特征是铁素体基体内分布着极细小的粒状碳化物。

回火温度高于400℃后，析出的渗碳体开始聚集球化与粗化，这过程是逋过小顆粒溶解，大颗粒沉积长大的机制进行的。在400℃以上回火时，α相已开始明显回复，即铁素体中的位错密度降低，剩下的位错通过重排、多边化形成位错网络、将铁素体晶粒分割成许多亚晶粒，但仍保持马氏体的外形。回火温度高于600℃时，α相开始再结晶，通过界面移动逐渐长大成等轴状晶粒，这时粒状渗碳体均勻分布在铁素体内，同时，马氏体的针状形态消失。这种等轴状铁素体和细颗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。

综上所述，碳钢或低合金钢的回火分为5个阶段，并主要得到：回火马氏体组织、回火屈氏体组织和回火索氏体组织。由于回火的各阶段受扩散因素所控制，因此其转变取决于回火温度和时间，其中温度是主要的因素。合金元素对回火转变有很大影响，般都起阻碍作用，使回火转变的各阶段温度向高温推移。

淬火钢回火时，由于组织发生了变化，故其力学性能也发生了相应的变化。

淬火钢回火时硬度的变化规律。总的变化趋势是随着回火温度升高，钢的硬度连续下降。但含碳量大于的高碳钢在100℃左右回火时，硬度反而略有升高,这是由于马氏体中碳原子的偏聚及ε-碳化物析出引起弥散硬化造成的。在200〜300℃回火时，硬度下降平缓。这是由于方面马氏体分解，使硬度降低，另方面残余奥氏体转变为下贝氏体或回火马氏体，使硬度升高，二者综合影响的结果。回火温度超过300℃以后，由于ε-碳化物转变为渗碳体，共格关系被破坏，以及渗碳体聚集长大，使钢的硬度呈直线下降。钢中合金元素能在不同程度上减小回火过程中硬度下降的趋势，提高回火稳定性。强碳化物形成元素还可在髙温回火时析出弥散的特殊碳化物，使钢的硬度显著升高，造成二次硬化。

随着回火温度的提高，般来说，钢的强度指标屈服点（σ s ）、抗拉强度（σ b ）不断下降，而塑性指标伸长率（δ）、断面收缩率（ψ）不断上升。在350℃左右回火时，钢的弹性极限达到极大值，在400℃以上回火时，钢的伸长率（δ）、断面收缩率（ψ）上升显著。45钢淬火后的强度并不高，且塑性很差。如在200〜300℃回火得到回火马氏体，且由于内应力消除，使其强度达到极大值；在350〜500℃回火，组织为回火屈氏体，弹性极隈高，韧性也较好！在450〜600℃回火，得到的组织为回火索氏体，具有良好的综合力学性能，即较高的强度与良好的塑性、韧性相配合。

铁碳合金在次或多次回火后提髙了硬度的现象称为二次硬化，这种硬化现象是由于特殊碳化物的离位析出和（或）残余奥氏体转变为马氏体或贝氏体所致。某些髙合金钢（如髙速钢、高辂模具钢等）尤为突出，它们在定温度回火后，工件硬度不仅不降低，反而比其淬火态要髙得多。产生二次硬化的原因有以下两个方面。

钢中含有强烈碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Ti、Nb等，富集于渗碳体中。当回火温度较高时（400℃以上），这些强烈碳化物形成元索在渗碳体中富集到超过其饱和浓度后，便发生由渗碳体转变为特殊碳化物的过程。这些特珠碳化物比渗碳体更为坚硬，而且它形成时，以高度弥散的粒子析出于基体中，不易聚集长大,引起α相固溶碳量增大并钉扎位错阻碍运动，起着弥散强化作用。

这类钢中的残余奥氏体在回火加热、保温过程中不发生分解，而在随后的回火冷却过程中转变为马氏体或下贝氏体，这种现象称为二次淬火。二次淬火也是二次硬化的原因之，但它与析出特殊碳化物的弥散强化相比，其作用较小，只有当淬火钢中残余奥氏体量很高时，其作用才较显著。

般情况下，随着回火温度的提髙，总的趋势是钢的强度、硬度降低，而塑性、韧性增高。但在许多钢（主要是结构钢）中发现，回火温度升高时，钢的冲击韧性并非连续提髙，而是在某些温度区间回火时，冲击韧性反而显著下降，这种脆化现象称为钢的回火脆性。

淬火钢在250〜400℃范围回火出现冲击韧性显著降低的现象，称为第类回火脆性，也称低温回火脆性。几乎所有工业用钢都在定程度上具有这类回火脆性，而且脆性的出现与回火时冷却速度的快慢无关。

产生低温回火脆性的原因尚未十分淸楚，般认为与马氏体分解时渗碳体的初期形核有关，并且认为是由于具有某种临界尺寸的薄膜状碳化物在马氏体晶界和亚晶界上形成的结果。也有人认为，脆性的出现与S、P、Sb、As等微量元素在晶界、相界或亚晶界的偏聚有关。此外，残余奥氏体分解时沿晶界、亚晶界或其他界面析出脆性的碳化物，以及韧性的残余奥氏体的消失，也是导致脆性的重要原因。这类回火脆性产生以后无法消除，故又称为不可逆回火脆性,为了避免低温回火脆性，般应不在脆化温度范围（特别是韧性低值所对应的温度)回火，或改用等温淬火工艺，或加入从Mo、W等合金元素减轻第类回火脆性。

淬火钢在450〜650℃范围回火后缓冷出现冲击韧性显著降低的现象，称为第二类回火脆性，也称髙温回火脆性。将这类已产生回火脆性的钢重新加热到650℃以上回火，然后快速冷却，则脆性消失,若再次于脆化温度区间回火,然后缓冷,则脆性又重新出现，故又称之为可逆回火脆性。这类脆性的产生与否和钢的化学成分、回火温度、回火时间以及回火后的冷却速度有密切关系。第二类回火脆性主要在合金结构钢中出现,碳素钢般不出现这类回火脆性。

第二类回火脆性的产生机制至今尚未彻底摘清楚，近年来的研究指出，是由于回火时Sb、Sn、As、P等微量杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物形式析出所致，钢中的Cr、Mn、Ni等合金元素不但能促进上述杂质元素向晶界偏聚，而且本身也向晶界偏聚，进步降低晶界的强度，增大脆性傾向。

淬火钢在回火时抵抗硬度下降的能力称回火稳定性。由于合金元索对淬火钢在回火时的组织转变起阻碍或延缓作用，可推迟马氏体的分解和残余奥氏体的转变，提髙铁素体的再结晶温度，使碳化物不易聚集长大，而保持较大的弥散度。因此合金钢的回火稳定性较碳钢为好。具有较高回火稳定性的钢可采用较髙的回火温度，淬火应力消除得更彻底些，其回火后的综合力学性能也能好些。

把有浓度变化的固溶体单相合金（如铁素体）加热到某高温后迅速冷却，便可得到过饱和的面溶体，它与淬火所不同的是在这冷却中并不产生相变。这种把合金加热到溶解度线以上保温后迅速冷却而得到单相过饱和固溶体的处理称为面溶处理。固溶处理后的组织处于亚稳定状态，在定条件下将发生分解，析出第二相质点，同时使固溶体贫化，这过程就是时效过程，时效可在室温下进行（称为自然时效、也可加热以加速时效过程〔称为人工时效〕。

时效对金属材料性能有很大影响，对很多特殊钢、髙温合金、特殊性能合金及有色合金，往往用来提髙其强度和永磁性能，而对低碳钢则往往产生不利的作用。

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