②残余内应力：组织应力和热应力，会造 成变形和开裂；
③马氏体中存在着高密度的位错等亚结构， 使系统处于热力学不稳定状态；
• 通过回火： ①得到强、硬度，塑、韧性的合理配合； ②消除了内应力； ③稳定组织、稳定尺寸；
1淬火钢的回火转变及组织 1.1马氏体中碳原子的偏聚：使得电阻率升高 在80－100℃的较低回火温度下产生； • 低碳的板条马氏体内：碳原子从扁八面体间 隙位置上向位错线附近偏聚。如：含碳 <0.25%时,形成“柯氏气团”，降低马氏体 的正方度。含碳>0.25%时,多余的碳形成偏 聚区,使马氏体的正方度增加。 • 高碳的片状马氏体内：大量碳原子在一定的 晶面｛100｝Ｍ上偏聚，形成小片富碳区。

2.5合金元素的影响： 提高回火抗力(使钢的回火转变温度范围向高 温推移)。
3回火脆性 定义：钢回火到某一温度范围时，冲击韧 性显著下降的现象。 分为：第一类回火脆性和第二类回火脆性 两种。
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3.1第一类回火脆性(低温回脆、不可逆回脆) ①概念： 钢在250－400℃温度范围内回火时出现的 回火脆性称为第一类回火脆性。 ②原因：由于马氏体分解时沿马氏体的条或 片的界面析出断续的薄壳状碳化物所致。 几乎所有的淬火钢在此温度回火都会产生 此类回火脆性。 ③防止办法：无有效的热处理或合金化方法， 一般只有避开此脆化温度范围进行回火； 或加入Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ等元素使脆化温 度提高；
第四节

钢在回火时的转变
回火：将淬火钢加热到低于临界点Ａ１的某一 温度，保温以后以适当的方式冷却到室温一 种热处理工艺过程。
淬火：把钢加热到临界点以上，保温后快冷（V＞Байду номын сангаасVC） ，得到马氏体或下贝氏体的热处理工艺。
回火的目的：韧化； 原因： • 淬火组织为：马氏体＋残余奥氏体； ①马氏体、残余奥氏体在室温都处于亚稳定 状态，要向稳定的状态（铁素体＋渗碳体） 进行转化，造成比容变化，伴随体积变化， 尺寸不稳定；
①随回火时间的延长，发生碳化物转变的温度 降低； ②含小于0.2％Ｃ的Ｍ：不发生Ｍ的分解，直 接发生Ｍ→ θ-Fe3C（大于200℃时析出）； ③ 0.2％＜ Ｃ＜ 0.4～0.6％的Ｍ： Ｍ(＜250 ℃ )→ ε( ＞ 250 ℃)→ θ-Fe3C ； ④ ＞ 0.4～0.6％Ｃ的Ｍ： Ｍ(＜250 ℃)→ ε( ＞ 250 ℃)→X-Fe5C2 → θFe3C ；或Ｍ→ ε( ＞ 250 ℃)→ θ-Fe3C。 X-Fe5C2为小片状，与母相M共格；刚形成的 θ-Fe3C与母相共格，长大到一定大小时，与母 相不共格。

低碳的板条马氏体：在150～250℃回火时， 一般不析出ε-碳化物，碳原子几乎全偏聚 在位错线附近。
1.3残余奥氏体的转变 高碳钢淬火后于250－300℃之间回火时 发生残余奥氏体的分解； 残余奥氏体的转变只能发生在中、高碳 钢中(含碳量大于0.5％的钢有明显的残余 奥氏体) ； 随回火温度的升高，残余奥氏体的量减小； 140 ℃回火时已有少量残余奥氏体开始分 解，如图9-70；
说明： ① X－Fe5C2的析出是通过离位析出的； ② X－Fe5C2向θ－Fe3C的转变可以是 离位析出，也可以是原位析出； ③当转变温度达到400℃后，组织为： α(针状外形)＋ Fe3C(细粒状) • 这种由针状α相和无共格联系的细粒状 Fe3C组成的机械混合物叫做回火屈氏体 (Ｔ/)。


• α和ε-碳化物保持共格关系。
1.4碳化物的转变 马氏体分解和残余奥氏体转变形成的ε碳化物是亚稳定的过渡相，当回火温度升高 到250－400℃时，ε-碳化物要向更稳定的碳 化物进行转变。 碳钢中比ε-碳化物稳定的碳化物有两种： χ-碳化物，化学式为Fe5C2，单斜晶格； θ-碳化物，即渗碳体（ Fe3C ），更稳定； 碳化物的转变主要取决于回火温度，也与回 火时间有关，如图９－72所示：
碳化物的尺寸随着回火温度的提高和回火时间 的增加而增大，在400℃回火时碳化物的形态 如图9－73所示，碳化物呈小片状或细小的粒 状。回火温度大于400℃，碳化物以细粒状存 在。
1.5渗碳体的聚集长大和α相再结晶： 在400～600 ℃发生： 碳化物形态的变化： • 当回火温度大于400 ℃，曲率半径小的 渗碳体颗粒溶解，曲率半径大的颗粒不断 球化长大。 • 随着回火温度的升高、回火时间的延长， 渗碳体颗粒不断的长大。如图9-75所示：
2淬火钢回火时性能的变化 一般规律：淬火钢回火时，随着回火温 度的增加，强度和硬度不断地下降，而 塑性和韧性不断地升高。
2.1硬度：如图9-80所示；
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①低碳钢： ＜250℃回火时， 硬度变化不大； ＞250℃回火时， 硬度下降； ②高碳钢： ＞100℃回火时， 硬度有所提高； 200～300 ℃ 回火 时，硬度降低缓慢； 回火温度在300 ℃ 以上时，硬度直线 下降。
3.2第二类回火脆性（高温回脆、可逆回脆）
①概念： 钢在450－650 ℃温度范围内回火时出现的回火脆 性称为第二类回火脆性。 ②原因：一些杂质元素在晶界处偏聚所致。 ③防止或减轻的方法： A.高温回火后快冷可抑制，但不使用于对回火脆性敏 感的较大工件； B.钢中加入W或Mo可减轻； C.亚共析钢，在Ac1～Ac3之间加热淬火， 保留F， 使杂质元素溶入F，减少了其在原A晶界的偏聚； D.降低杂质元素的含量及采用形变热处理。
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残余Ａ与过冷Ａ （无本质区别， 物理状态不同） 比较Ｃ曲线： ①Ａ/→Ｂ速度加 快；Ａ/→Ｐ速度 减慢。 ②在Ｐ和Ｂ转变 区之间存在残余 Ａ的稳定区。

残余奥氏体的转变与回火温度有关：
• Ｔ＜ＭＳ点：Ａ/→Ｍ/（ α ＋ ε ）；
• Ｔ＞ＭＳ点：Ａ/→Ｂ下（α ＋ ε ）；
• α 相中的含碳量与马氏体在相同温度下 分解后的含碳量或过冷奥氏体在相应温 度下形成的下贝氏体中含碳量相近。
• 高碳马氏体的分解与回火温度有关：
80-150 ℃，马氏体的分解靠ε－碳化物的不断生 核、析出。除ε－碳化物外，还存在高碳和低碳 两种α相（马氏体）。为两相式分解。 150-350 ℃，碳原子活动能力强，可长距离扩散， ε－碳化物可以从远处得到碳原子而长大，所以 低碳的α相增多，高碳的α相减少，最终不存在两 种不同碳浓度的α相。为连续式分解。
2.2强度：随硬度的降低，强度也降低； 300-400℃时，钢的弹性极限最高； 2.3塑性：随回火温度的升高，塑性升高； 2.4韧性：不是简单的随回火温度的升高而 升高。 如图9-81所示：
200－300℃回火，硬度、强度最高，而塑性和韧性
较低; 300－400℃回火，弹性极限较高，足够的塑性和韧 性; 500－600℃回火，强度和塑性的配合较好。
1.2马氏体的分解 高碳的片状马氏体：回火温度大于80 ℃， 马氏体开始分解，从过饱和的α固溶体中析 出了ε－碳化物（Fe2～3C，密排六方晶格），呈 条状薄片，与母相保持共格； • 原因： 随回火温度的逐渐升高（尤其是大于150 ℃ 回火时 ），碳化物逐渐长大，使马氏体中 碳含量降低，正方度ｃ/ａ减小；到260 ℃以 上回火后，ｃ/ａ→１，马氏体的含碳量约 为0.25％Ｃ，马氏体的分解结束；如图９－ 66和９－67所示。 4
4淬火后的回火产物与奥氏体直接分解产物 的性能比较：
注意区别屈氏体和回火屈氏体、索氏体和回火 索氏体。 4.1ＨＲＣ20～30范围内： 淬火、回火产物（回火索氏体）的综合机 械性能比奥氏体直接分解的产物（索氏体，其 片状碳化物受力易产生应力集中）好得多，尤 其是断面收缩率，如图9-83所示； 4.2对于具有回火脆性的钢种： 进行等温淬火获得的下贝氏体比淬火、回 火后获得的回火马氏体性能优越的多，如图984所示；
从9－66图可知：随回火温度升高，马氏体中的含碳 量下降，正方度下降；回火时间对M中含碳量的影响 类似，但较小；从9－67可知：回火时间为２小时最 合适。
• 组织：
高碳钢350 ℃以下 回火 ，马氏体分解 得到低碳α相和弥 散ε碳化物的 复相 组织称为回火马氏 体（Ｍ′）， 其金相形态仍保持 原马氏体的形态， 不同的是Ｍ′易于被 腐蚀，呈黑色针状， 如图９－68示。
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Ｔ回＜400℃时，碳化物开始转化为粒状； Ｔ回：400－500℃，细粒状＋细片状，球化； Ｔ回：500－600℃，细粒状； Ｔ回＞600 ℃， 粗粒状；
α相的回复：＞400 ℃时发生； ①板条马氏体：位错密度减少，位错线变得平直。400 －500 ℃回火时，位错多边化，仍为板条状，如图 9-76 ，随回火温度升高，亚晶粒长大，形成大角度 晶界； ②片状马氏体：孪晶全部消失，仍为针状； α相的再结晶： ＞600 ℃时发生； 板条马氏体：由板条晶逐渐变为位错密度很低的等 轴晶，如图9-77。 片状马氏体：α相晶粒长大，马氏体针状形态消失， 形成多边形的铁素体，渗碳体也聚集成较大的颗粒。 组织：为回火索氏体（Ｓ′）：如图所示 是多边形的铁素体基体上分布着粗粒状渗碳 体，即Ｓ′＝ α（平衡）＋ Fe3C（粒状）