钢的热处理 西北工业大学 第8章 钢的回火转变及回火
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直接析出θ-K（Fe3C)。位置：析出在位错 线附近或M条间界上，呈细小片状 高C孪晶M：最先析出ε-K，当回火温度高 于250 ℃析出χ-K和θ-K。位置：M孪晶面 ｛112｝M上。
低、中碳钢在板条内形核，与M有惯习面和 取向关系，因小角度相界的消失→板条粗化
基体M中C%平衡， c/a =1。 但仍保持淬火时 形态
五、碳化物聚集、等轴F形成
碳化物由棒、片→球 → 粗化（大吞小） → 系统能量下降
渗碳体因密度小于F →较小的碳化物溶入 基体 → 产生空位→促进渗碳体长大
大角度相界合并→晶粒长大→等轴F M形貌消失 残余应力消除
c/a =1 综上所述：总体变化
§2 回火后的性能变化
一、硬度
在100℃时略高（亚稳定碳化物共格作用 >M中析出C的弱化作用）
温度 > 100℃后→硬度↓，因为：
M中C析出→固溶强化效果↓ 残余A分解 碳化物析出→基体C平衡 碳化物粗化 F等轴化（再结晶）
二、强度、塑性
随温度升高→强度降低、塑性升高 碳钢均在300~400℃时弹性最好
三、韧性
除回火脆性外，温度升高→韧性升高 高碳钢回火韧性提高显著
亚稳定碳化物析出 → 内应力降低 →M收缩 → 显微裂纹减少
回火效果 低温、长时间=高温、短时间
回火程度通常用硬度衡量 高碳钢为了防止淬火后开裂→应该及
时回火（2小时之内）
小结
随着回火温度的提高，材料中的组织、力学性 能也随之发生变化。
通过回火可以调整材料的性能、稳定其尺寸、 消除淬火时留下的残余应力。
合金元素会延缓回火的进程，还可能产生高温 回火脆性。两种回火脆性预防的措施不同，在 生产中应正确把握。
3、合金碳化物取代渗碳体方式
原位转变
相界面形核 二次硬化效果差（碳化物较粗）
独立转变
位错处形核→长大→碳化物细小→效果 好
多组元→效果佳
转型序列
Fe3C → VC Fe3C →W2C → W6C
4、工程意义
工具钢→提高红硬性 耐热钢→高温强度好 结构钢→提高材料强度、韧性→轻量
热处理 时间；冷却速度；脆化温区回火
组织：
M>B>P 晶粒大→明显
3、机理
平衡偏聚理论
杂质晶界偏聚→晶界畸变能↓
二重偏聚：A化时→合金晶界偏聚→回火 → 杂质被吸引 → 偏聚晶
界
合金元素回火晶界偏聚
❖ 合金与杂质亲和力大→晶内也析出碳化物→抑制脆性 ❖ 合金与杂质亲和力中等→晶界杂质偏聚→脆性 ❖ 合金与杂质亲和力小→杂质晶界不偏聚→抑制脆性
5、如残余A在回火保温时未分解P或 B，则回火冷却时→二次淬火→硬 度提高、脆性增加→进行再次回火
二、引起二次硬化
1、产生条件
500~650℃
含有强碳化物形成元素（Ti、Cr、V、……） 的钢
强碳化物形成元素超过一定%
2、 实质
M物o的2C弥散W强2C化
VC 作用
TiC
Cr7C3 共格碳化
超温→过时效→硬度降低（碳化物类型 转变）
碳化物 聚集→焊合显微裂纹
小结
•硬 度 ：
200℃以下，HRC不变。 >300℃，HRC降低。
• 弹性极限： 在300-400 ℃最高。 • 塑 性： 在600-650 ℃最高。
§3 合金元素对回火的影响
过程与碳钢回火相同，推迟进程 特点
提高回火抗力 某些钢产生二次硬化现象 影响回火脆性
脆性可逆，只要在此温区（或大于此温 区）回火缓冷即出现
已经脆化工件→不满足温度、材料、冷 速三个条件→脱脆
2、影响因素
成分
致脆元素：Mn、Cr、Ni、Si与杂质共存时出现 多种元素共同作用→明显： 促进元素：P、Sn、Sb、As、B、S 去脆元素：W、Mo、V、Ti； Mo%约0.5%最佳 碳钢→不出现
非平衡偏聚理论：
杂质 在渗碳体中溶解度小→ 渗碳体 形成时排除杂质→相 界、晶界杂质%升高
超过脆化温度→杂质向F中扩散； 渗碳体溶解→脆性会消 失
4、预防
大型工件加Mo、W 降低杂质% 细化晶粒 形状简单的小工件回火后快冷 亚温淬火
磷溶入F中→晶界处磷%降低
§5钢的回火工艺
一、加热温度制定原则
组织 回火屈氏体（F+细小碳化物，光镜下仍
难分辨），保留淬火M形貌 性能
弹性极限最高；强韧性配合好 应用
弹性工件；热模具
T与T’区别
T’ 中温回火产物，Fe3C呈颗粒状；来自M T正火产物，Fe3C呈片状。来自过冷A 形态、性质均不同
3、高温回火（调质处理）
目的
获得好的综合力学性能 产生二次硬化效果
根据使用要求正确选择回火工艺，其中回火工 艺中温度对性能的影响较大。
作业
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高
返回
碳
钢
回
火
时
力
学
性
能
变
化
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淬火产生三种应力： 第一类：冷却时工件内外温差造成的宏观 应力－引起工件变形、开裂 第二类：由于工件中的几个晶粒内的温度 不一致和相变的不同时，而造成微观应力 第三类：由于晶格畸变而引起的内应力 （由C原子过饱和固溶、M相变停止后仍保 持共格关系所致）
第八章 钢的回火转变及回火
回火：将淬火钢加热到A1以下某一温度， 经过保温，然后以一定的冷却方法冷至室 温的工艺过程。
目的：去除残余应力；调整性能；稳定尺寸 驱动力
原始组织是非平衡相 M中碳过饱和 M具有高的界面和应变能
M回火加热时组织转变
随温度升高： C偏聚：100 ℃以下（时效） M分解：100~ 300 ℃（过渡碳化物析出ε
、η 析出） 残余AR分解：200~ 300 ℃ 碳化物类型转变：200~ 350℃ 碳化物粗化、F形成：350℃以上
§1 回火时的组织变化
一、碳原子的重新分布（M分解） 实验： 选Ms <室温、不会发生自回火现象的材料 新鲜M在低于室温或其附近→硬度↑ 电阻率上升 M以调幅机理分解 场离子显微镜分析→富碳区随时间↑ →C%
化设计
5、提高二次硬化效果的途径
形变+淬火 位错密度提高→碳化物弥散析出
加合金元素（Co、Al、Si、Nb） 抑制特殊碳化物生长
§4 钢的回火脆性
一、 （ 第一类 、低温、不可逆） 回火 马氏体 脆 1、特征 韧性降低；冷脆转化温度升高；沿晶断裂 250~400℃产生，与冷却速度无关 几乎所有钢都存在 不能消除，只能减轻 已产生此脆性工件在高温区回火→消除
三、残余AR分解
与M分解同时进行 C%> 0.4%明显 分解发生在相界或残余AR晶体内部 分解产物为α相+θ（稳定碳化物）或M、B 碳化物颗粒状，与残余A有取向关系 低M板条之间的残余AR → 分解形成的碳化
物连续→导致回火脆性
四、碳化物类型的转变
与A分解同时进行 低C位错M：偏聚在位错附近的C原子，可
组织 回火索氏体 （F+颗粒碳化物），M形貌消失
性能
综合性能优于S 某些合金钢具有高的红硬性
应用
高速钢产生红硬性 高合金钢的软化预备热处理 渗N、表面感应加热的预备热处理 重要结构工件的最终热处理
二、回火时间
根据经验公式选取 与设备、装炉量、工件厚度等有关
回火温度比回火时间对回火程度（性 能）的影响大
偏聚
3、措施
降低杂质 细化晶粒降低杂质% （脱氧剂；细化
元素） 加Mo → 降低 晶界磷% 降低Mn 加合金→改变脆化温度 等温淬火代替淬火+回火工艺
二、 （ 第二类、可逆） 回火脆
1、特征 较高的回火温区出现，时间↑→明显 沿晶、合金偏聚；其他特点同前 对冷却速度敏感，快冷不出现 某些合金钢出现
内应力基本消除。 高碳M 亚稳定碳化物先形成χ →随后被稳定
碳化物取代
ε碳化物晶格结构 密排六方点阵 成分：Fe2C－Fe3C
χ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe5C2
θ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe3C
碳化物转变方式Baidu Nhomakorabea
原位转变：成分、结构改变 独立 转变 ：亚稳定碳化物溶解，稳定
碳化物在其它部位形核、长大
组织：回火马氏体（α/+ε），保留淬火
形态
性能： 硬度与淬火时相当 高碳钢→耐磨性好 韧性提高，内应力降低
应用
轴承钢→制作耐磨 工件
工、模具钢
渗碳、C、N共渗工 件
铣刀
双头钻
量具钢（冷处理 →回火→ 研磨→ 时效）
低碳钢→制作高 强度工件
2、中温回火
目的 提高弹性极限；获得高的强韧性配合
↑ C、N偏聚在缺陷处
二、过渡碳化物析出（M分解）
低温回火加热→M中析出规则分布的ε、 η亚稳定碳化物（弥散），M形貌保留
ε、η与基体M共格、有位向关系 ε、η结构相似，形态棒、片或针状 ε、η在富碳区形成，但 成分不同。 低碳钢直接从富碳区析出稳定碳化物 此时M中C%↓，但仍过饱和，c/a >1
一、提高回火抗力
1、时效、低温回火 →影响小 2、 316℃ 中温回火 合金元素降低碳的扩散系数 Ni、Si等非碳化物形成元素向M中扩散 Cr、V等碳化物形成元素向碳化物中扩
散 以上因素此时不是过程转变的控制因
素，故影响弱
3、Si中温回火时→ 阻碍碳化物类型 转变 → 显著提高回火抗力
4、除Ni、P外，其它合金元素随回 火温度升高，阻碍碳化物粗化、F 再结晶→提高回火抗力
成分（碳含量、合金含量） 淬火后的硬度 技术要求 经验公式（Wc%=0.35~0.65%）
1）回火℃=300+（57-HRC7×10-10.8- Wc% )×150 2）回火℃=T1+（淬火HRC- 技术要求HRC)×10 T1：碳钢=200；合金钢=220
回火种类
1、低温回火 目的：降低应力；提高韧性
返回
返回
Fe-0.7C-1Cr-3Ni钢奥氏体等温转变动力学图
返回
（再次在此温区回火不产生脆性→ 不可逆）
2、产生原因（不定论）
残余A分解 脆化温区与残余A分解温区相同，加合金元 素→脆化温区会升高 低、中碳钢板条之间渗碳体薄膜生长所致
A晶界杂质偏聚 俄歇实验高纯度材料→回火脆性倾向降低 S、P →杂质偏聚 弱化晶界
残余A分解+A晶界 Sb、Sn、P、S、As 杂质
低、中碳钢在板条内形核，与M有惯习面和 取向关系，因小角度相界的消失→板条粗化
基体M中C%平衡， c/a =1。 但仍保持淬火时 形态
五、碳化物聚集、等轴F形成
碳化物由棒、片→球 → 粗化（大吞小） → 系统能量下降
渗碳体因密度小于F →较小的碳化物溶入 基体 → 产生空位→促进渗碳体长大
大角度相界合并→晶粒长大→等轴F M形貌消失 残余应力消除
c/a =1 综上所述：总体变化
§2 回火后的性能变化
一、硬度
在100℃时略高（亚稳定碳化物共格作用 >M中析出C的弱化作用）
温度 > 100℃后→硬度↓，因为：
M中C析出→固溶强化效果↓ 残余A分解 碳化物析出→基体C平衡 碳化物粗化 F等轴化（再结晶）
二、强度、塑性
随温度升高→强度降低、塑性升高 碳钢均在300~400℃时弹性最好
三、韧性
除回火脆性外，温度升高→韧性升高 高碳钢回火韧性提高显著
亚稳定碳化物析出 → 内应力降低 →M收缩 → 显微裂纹减少
回火效果 低温、长时间=高温、短时间
回火程度通常用硬度衡量 高碳钢为了防止淬火后开裂→应该及
时回火（2小时之内）
小结
随着回火温度的提高，材料中的组织、力学性 能也随之发生变化。
通过回火可以调整材料的性能、稳定其尺寸、 消除淬火时留下的残余应力。
合金元素会延缓回火的进程，还可能产生高温 回火脆性。两种回火脆性预防的措施不同，在 生产中应正确把握。
3、合金碳化物取代渗碳体方式
原位转变
相界面形核 二次硬化效果差（碳化物较粗）
独立转变
位错处形核→长大→碳化物细小→效果 好
多组元→效果佳
转型序列
Fe3C → VC Fe3C →W2C → W6C
4、工程意义
工具钢→提高红硬性 耐热钢→高温强度好 结构钢→提高材料强度、韧性→轻量
热处理 时间；冷却速度；脆化温区回火
组织：
M>B>P 晶粒大→明显
3、机理
平衡偏聚理论
杂质晶界偏聚→晶界畸变能↓
二重偏聚：A化时→合金晶界偏聚→回火 → 杂质被吸引 → 偏聚晶
界
合金元素回火晶界偏聚
❖ 合金与杂质亲和力大→晶内也析出碳化物→抑制脆性 ❖ 合金与杂质亲和力中等→晶界杂质偏聚→脆性 ❖ 合金与杂质亲和力小→杂质晶界不偏聚→抑制脆性
5、如残余A在回火保温时未分解P或 B，则回火冷却时→二次淬火→硬 度提高、脆性增加→进行再次回火
二、引起二次硬化
1、产生条件
500~650℃
含有强碳化物形成元素（Ti、Cr、V、……） 的钢
强碳化物形成元素超过一定%
2、 实质
M物o的2C弥散W强2C化
VC 作用
TiC
Cr7C3 共格碳化
超温→过时效→硬度降低（碳化物类型 转变）
碳化物 聚集→焊合显微裂纹
小结
•硬 度 ：
200℃以下，HRC不变。 >300℃，HRC降低。
• 弹性极限： 在300-400 ℃最高。 • 塑 性： 在600-650 ℃最高。
§3 合金元素对回火的影响
过程与碳钢回火相同，推迟进程 特点
提高回火抗力 某些钢产生二次硬化现象 影响回火脆性
脆性可逆，只要在此温区（或大于此温 区）回火缓冷即出现
已经脆化工件→不满足温度、材料、冷 速三个条件→脱脆
2、影响因素
成分
致脆元素：Mn、Cr、Ni、Si与杂质共存时出现 多种元素共同作用→明显： 促进元素：P、Sn、Sb、As、B、S 去脆元素：W、Mo、V、Ti； Mo%约0.5%最佳 碳钢→不出现
非平衡偏聚理论：
杂质 在渗碳体中溶解度小→ 渗碳体 形成时排除杂质→相 界、晶界杂质%升高
超过脆化温度→杂质向F中扩散； 渗碳体溶解→脆性会消 失
4、预防
大型工件加Mo、W 降低杂质% 细化晶粒 形状简单的小工件回火后快冷 亚温淬火
磷溶入F中→晶界处磷%降低
§5钢的回火工艺
一、加热温度制定原则
组织 回火屈氏体（F+细小碳化物，光镜下仍
难分辨），保留淬火M形貌 性能
弹性极限最高；强韧性配合好 应用
弹性工件；热模具
T与T’区别
T’ 中温回火产物，Fe3C呈颗粒状；来自M T正火产物，Fe3C呈片状。来自过冷A 形态、性质均不同
3、高温回火（调质处理）
目的
获得好的综合力学性能 产生二次硬化效果
根据使用要求正确选择回火工艺，其中回火工 艺中温度对性能的影响较大。
作业
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钢
回
火
时
力
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性
能
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淬火产生三种应力： 第一类：冷却时工件内外温差造成的宏观 应力－引起工件变形、开裂 第二类：由于工件中的几个晶粒内的温度 不一致和相变的不同时，而造成微观应力 第三类：由于晶格畸变而引起的内应力 （由C原子过饱和固溶、M相变停止后仍保 持共格关系所致）
第八章 钢的回火转变及回火
回火：将淬火钢加热到A1以下某一温度， 经过保温，然后以一定的冷却方法冷至室 温的工艺过程。
目的：去除残余应力；调整性能；稳定尺寸 驱动力
原始组织是非平衡相 M中碳过饱和 M具有高的界面和应变能
M回火加热时组织转变
随温度升高： C偏聚：100 ℃以下（时效） M分解：100~ 300 ℃（过渡碳化物析出ε
、η 析出） 残余AR分解：200~ 300 ℃ 碳化物类型转变：200~ 350℃ 碳化物粗化、F形成：350℃以上
§1 回火时的组织变化
一、碳原子的重新分布（M分解） 实验： 选Ms <室温、不会发生自回火现象的材料 新鲜M在低于室温或其附近→硬度↑ 电阻率上升 M以调幅机理分解 场离子显微镜分析→富碳区随时间↑ →C%
化设计
5、提高二次硬化效果的途径
形变+淬火 位错密度提高→碳化物弥散析出
加合金元素（Co、Al、Si、Nb） 抑制特殊碳化物生长
§4 钢的回火脆性
一、 （ 第一类 、低温、不可逆） 回火 马氏体 脆 1、特征 韧性降低；冷脆转化温度升高；沿晶断裂 250~400℃产生，与冷却速度无关 几乎所有钢都存在 不能消除，只能减轻 已产生此脆性工件在高温区回火→消除
三、残余AR分解
与M分解同时进行 C%> 0.4%明显 分解发生在相界或残余AR晶体内部 分解产物为α相+θ（稳定碳化物）或M、B 碳化物颗粒状，与残余A有取向关系 低M板条之间的残余AR → 分解形成的碳化
物连续→导致回火脆性
四、碳化物类型的转变
与A分解同时进行 低C位错M：偏聚在位错附近的C原子，可
组织 回火索氏体 （F+颗粒碳化物），M形貌消失
性能
综合性能优于S 某些合金钢具有高的红硬性
应用
高速钢产生红硬性 高合金钢的软化预备热处理 渗N、表面感应加热的预备热处理 重要结构工件的最终热处理
二、回火时间
根据经验公式选取 与设备、装炉量、工件厚度等有关
回火温度比回火时间对回火程度（性 能）的影响大
偏聚
3、措施
降低杂质 细化晶粒降低杂质% （脱氧剂；细化
元素） 加Mo → 降低 晶界磷% 降低Mn 加合金→改变脆化温度 等温淬火代替淬火+回火工艺
二、 （ 第二类、可逆） 回火脆
1、特征 较高的回火温区出现，时间↑→明显 沿晶、合金偏聚；其他特点同前 对冷却速度敏感，快冷不出现 某些合金钢出现
内应力基本消除。 高碳M 亚稳定碳化物先形成χ →随后被稳定
碳化物取代
ε碳化物晶格结构 密排六方点阵 成分：Fe2C－Fe3C
χ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe5C2
θ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe3C
碳化物转变方式Baidu Nhomakorabea
原位转变：成分、结构改变 独立 转变 ：亚稳定碳化物溶解，稳定
碳化物在其它部位形核、长大
组织：回火马氏体（α/+ε），保留淬火
形态
性能： 硬度与淬火时相当 高碳钢→耐磨性好 韧性提高，内应力降低
应用
轴承钢→制作耐磨 工件
工、模具钢
渗碳、C、N共渗工 件
铣刀
双头钻
量具钢（冷处理 →回火→ 研磨→ 时效）
低碳钢→制作高 强度工件
2、中温回火
目的 提高弹性极限；获得高的强韧性配合
↑ C、N偏聚在缺陷处
二、过渡碳化物析出（M分解）
低温回火加热→M中析出规则分布的ε、 η亚稳定碳化物（弥散），M形貌保留
ε、η与基体M共格、有位向关系 ε、η结构相似，形态棒、片或针状 ε、η在富碳区形成，但 成分不同。 低碳钢直接从富碳区析出稳定碳化物 此时M中C%↓，但仍过饱和，c/a >1
一、提高回火抗力
1、时效、低温回火 →影响小 2、 316℃ 中温回火 合金元素降低碳的扩散系数 Ni、Si等非碳化物形成元素向M中扩散 Cr、V等碳化物形成元素向碳化物中扩
散 以上因素此时不是过程转变的控制因
素，故影响弱
3、Si中温回火时→ 阻碍碳化物类型 转变 → 显著提高回火抗力
4、除Ni、P外，其它合金元素随回 火温度升高，阻碍碳化物粗化、F 再结晶→提高回火抗力
成分（碳含量、合金含量） 淬火后的硬度 技术要求 经验公式（Wc%=0.35~0.65%）
1）回火℃=300+（57-HRC7×10-10.8- Wc% )×150 2）回火℃=T1+（淬火HRC- 技术要求HRC)×10 T1：碳钢=200；合金钢=220
回火种类
1、低温回火 目的：降低应力；提高韧性
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Fe-0.7C-1Cr-3Ni钢奥氏体等温转变动力学图
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（再次在此温区回火不产生脆性→ 不可逆）
2、产生原因（不定论）
残余A分解 脆化温区与残余A分解温区相同，加合金元 素→脆化温区会升高 低、中碳钢板条之间渗碳体薄膜生长所致
A晶界杂质偏聚 俄歇实验高纯度材料→回火脆性倾向降低 S、P →杂质偏聚 弱化晶界
残余A分解+A晶界 Sb、Sn、P、S、As 杂质