1 簡介
淬火和正火后的鋼的回火工序是加熱到低于臨界點 Ac1 , 然后以適當的速度冷卻，以增加塑性與韌性與尺寸穩定性。回火通常緊接著淬火硬化后進行，并與馬氏體的熱處理過程相關；回火也可用于釋放應力和降低焊接過程導致的硬度，并降低因成形和車加工產生的應力。本期的重點是講淬火后的回火，以獲得具體的力學性能，同時釋放淬火應力，保證尺寸穩定性。淬火鋼的顯微組織主要為馬氏體，其鐵晶格為高應變間隙固溶碳原子的體心正方組織，因此呈現一種非常硬（和脆）的狀態。加熱后碳原子更易擴散，同時經過一系列不同反應步驟，最終在鐵素體基體上形成Fe3C或合金碳化物，應力值逐漸降低。回火后鋼的性能主要取決于形成碳化物的尺寸、形狀、成分和分布，鐵素體的固溶硬化作用相對較小。顯微組織中的這些變化通常會使硬度、抗拉強度和屈服強度降低但塑性和韌性提高。在一定的條件下，硬度可能不受回火的影響或者甚至提高。例如，在較低溫度下回火的硬化（淬火）鋼其硬度可能不會變化，但屈服強度可能會提高。而且，那些含有碳化物形成元素（鉻、鉬、釩和鎢）的合金鋼能發生二次硬化，即回火后變得更硬。
2 主要變量
與回火相關的變量會影響回火件的顯微組織和力學性能，這些變量包括：回火工序主要取決于時間－溫度關系。如果工序參數選擇不正確，將影響回火脆性、非最佳應力釋放、力學性能和殘留奧氏體的轉變。溫度和時間在回火過程中也是相互依賴的變量。在一定的范圍內，降低溫度和延長時間通常可產生與提高溫度和縮短時間相同的效果。然而，在典型的回火操作過程中，微小的溫度變化比時間變化產生的影響更大。和許多熱處理過程類似，回火溫度比回火時間更重要。碳化物的分布和尺寸取決于回火的具體參數。例如在較低的回火溫度下回火，顯微組織仍然是具有針片狀組織的馬氏體，其由碳化物轉變而來。相比之下，高溫回火的最終結果是鐵素體基體上彌散分布著細的碳化物。最終顯微組織被稱為回火馬氏體的，其顯微組織通常不包含馬氏體。表1 中給出了一些碳鋼和合金鋼在不同回火溫度下的硬度值。
和預期的一樣，碳鋼（圖1 )和合金鋼（圖2 、圖3 ) 回火溫度越高，獲得的硬度越低。和馬氏體（僅碳影響馬氏體的硬度）不同，淬火和回火（QT ) 后的合金鋼的硬度高于相同碳含量碳鋼經 QT 后的硬度。合金鋼回火后可產生合金碳化物，它比碳鋼中的鐵碳合金（Fe3C ) 更硬。在較高的回火溫度下，鋼的韌性也得到提高，然而對于碳鋼和合金鋼（圖4 ) 而言，在某中間回火溫度范圍內進行回火后韌性存在公認的下降現象。
▲圖1 淬火碳鋼在各種溫度下的回火硬度
▲圖2 與碳鋼相比 合金鋼中合金元素對抗回火脆性的影響
a）Ni 的影響 b）Mn 的影響 c）Si 的影響
▲圖3 含有大量碳化物促進元素的鋼回火過程中發生二次硬化
▲圖4 中碳低合金鋼（碳質量分數為0. 40%和0. 50%)冷卻速度影響回火鋼性能的另一個因素是從同火溫度開始的冷卻速度。雖然拉伸性能不受冷卻速度影響，但是如果鋼緩慢冷卻至 450~600℃ （840-1110℉）的溫度范圍，韌性（通過缺口試棒沖擊試驗測量）可能會降低，特別是鋼中含碳化物形成元素時。伸長率和斷面收縮率也會受到影響，這個現象稱為回火脆性。
3 回火溫度和回火階段
前已敘述，回火過程中的溫度是關鍵因素，因為隨著回火溫度的提高，顯微組織的變化會加速。對于碳鋼和低合金鋼而言，格羅斯曼（Grossmann ) 和貝茵（Bain ) 給出五個實際溫度范圍，以便于討論回火過程。①冷處理。這一過程或多或少，但通常是將大部分殘留奧氏體轉變成馬氏體。②加熱范圍為95~205℃ (200~400°F) 時。在這一過程中的特定溫度下，馬氏體的正方體結構逐漸變成立方體，發生第一次碳的相變沉淀（非滲碳體）。③加熱范圍為230~370℃ (450~700下）時。殘留奧氏體發生分解并轉變，基本上是等溫轉變成下貝氏體（除非先前進行冷處理，使得殘留奧氏體轉變成馬氏體）。
④回火溫度為370~540℃ (700~1000°F) 。 形成以滲碳體形態存在的碳化物。⑤回火溫度為540~705℃ (1000~1300下）， 普通碳鋼在這一溫度范圍內僅發生滲碳體的進一步聚集，但含有碳化物形成元素的合金鋼在這一溫度范圍內回火時會形成非常細小彌散分布的富含合金的碳化物，發生滲碳體的再溶解，同時碳的沉淀物為特殊合金碳化物。這一反應往往導致明顯的軟化延遲，有時會有實質性的硬度增加，即二次硬化。冷處理僅作為減少殘留奧氏體的一種方法。其他的通常還會根據的各個階段來描述回火溫度，在這些相對不同的溫度范圍內顯微組織發生改變。回火階段是個粗略的說法，各階段可能有相當多的重疊，這是因為當一個零部件被加熱到越來越高的溫度時，反應是連續進行的。盡管如此，各階段還是可以通過各種研究來進行區分。
1）階段Ⅰ, 過渡碳化物形成，馬氏體中碳質量分數降低至0. 25% (通常從近似100℃到250℃, 或200~480℉）。2）階段Ⅱ, 殘奧轉變成鐵素體和滲碳體（200~300℃,或390~570°F) 。3）階段Ⅲ，滲碳體和鐵素體替代過渡碳化物和低溫馬氏體（250~350℃, 或480~660℉）。4）階段Ⅳ, 在高合金和二次硬化過程中沉淀彌散細小的合金碳化物（圖3 ) 。在淬火過程中或在室溫保溫過程中 , 階段Ⅰ的回火常常伴有碳原子的重新分布，稱為自回火或等溫回火。因為階段Ⅰ中回火前碳原子發生重新排列，從而會導致發生其他結構性變化。
（1）在95~200℃ (200~400°F) 回火
需要盡可能保留硬度和強度并適當提高韌性時，應在95~200℃ (200~400°F ) 范圍內進行回火。在微觀結構方面，會發生兩個變化: 馬氏體由正方體變成立方體，碳以滲碳體（Fe3C) 的形態沉淀或形成過渡碳化物。溫度范圍包括階段Ⅰ回火，該過程甚至在室溫下就開始，但程度有限， 一直到250℃ (480°F) 。低碳鋼的階段Ⅰ回火開始時，碳原子自己重新分布到低能量點，如位錯。馬氏體的部分正方體結構可能會消失，因為其碳的質量分數降低至0.25%。由于碳原子通過隔離位錯點比形成過渡碳化物更降低自身能量，所以鋼中碳的質量分數小于0.2%, 不會形成過渡碳化物。當鋼中碳的質量分數大于0.2%時，原始的碳因沉淀聚集而發生偏析，非常細的過渡碳化物顆粒在馬氏體上形核并長大。依靠形成過渡碳化物，馬氏體基體上的碳含量將降低，其中包括 ε 碳化物（具有六邊形晶體結構，近似的組成是Fe2.4C) 或n碳化物（FezC, 具有斜方晶系晶體結構）。ε 碳化物和 η 碳化物都比在高溫回火形成的 Fe3C有更高的碳含量。當過渡碳化物形成時，馬氏體仍保留一定程度上的正方結構，這是因為對比鐵素體而言固溶體含有更多的碳。因此，當總的碳含量足夠高時，階段I的回火過程中會產生碳偏析，導致顯微組織的多種缺陷，馬氏體轉變成低碳馬氏體和過渡碳化物。階段Ⅰ回火過程中也會發生物理性能的變化，如電阻率，它們可用于監測這些變化過程。但是，硬度不會降低太多；而實際上，對于中碳鋼和高碳鋼，硬度反而稍有提高。（2）230~370℃ (450~700F) 回火
近似230~370℃ (450~700°F ) 的回火溫度很少用于淬硬鋼的回火。這是因為主要考慮高硬度時，在低于205℃ (400℉）進行回火，韌性為主要目標時采用高于370℃ (700℉）的回火。不采用這兩個溫度之間的回火工序，可能出于避免韌性降低的考慮，同時也因為無法獲得高強度和高韌性。
230~370℃范圍內的回火的主要特征包括兩種已知的表現：殘留奧氏體的顯微組織發生變化，或多或少地等溫轉變成下氏體；回火溫度提高會降低室溫缺口韌性。這兩種表現是毫無關聯的。
1）殘留奧氏體的減少
合金鋼中殘留奧氏體含量較高，特別是那些馬氏體轉變終止溫度低于室溫的鋼。在200~300℃ (400~570°F ) 溫度范圍內回火會誘發殘留奧氏體分解成滲碳體和鐵素體，或下貝氏體，最終導致體積增加。當殘留奧氏體以薄膜狀存在（典型在晶粒邊緣）時，滲碳體沉淀物以具有薄膜外觀的一系列連續的顆粒存在。
在含碳量小于0.5%的鋼中，如果存在殘留奧氏體，其體積分數小于2%。例如在圖6 中，4130鋼和4340鋼中的殘留奧氏體（分別約有2%和4%的體積分數）在高于200℃ (400℉) 開始轉變，到315℃ (600F) 轉變完成。當殘留奧氏體的體積分數減小時，滲碳體的原子分數增加。
▲圖6 4130和4330鋼中殘留奧氏體的轉變
和殘留奧氏體含量降低一樣，眾所周知，在 230~370℃（420~700℉）范圍內回火，見圖4 。 會導致韌性降低。在200℃ (400℉）回火時，通常會提高韌性，但在260~315℃(450~700℉) 范圍內回火時會發生韌性下降。這一效應稱為回火馬氏體脆性，它有別于回火脆性。考慮到韌性的下降，在工業生產中很少使230~370℃ (450~700℉）的回火，普通碳鋼和合金鋼都是這樣的。
（3）在370~540℃ (700~1000F) 范圍內回火一旦回火溫度超過370℃ (700下），就進入一個較寬的370~675℃ (700~1250℉) 回火溫度范圍。大量工業產品都在這溫度范圍內進行回火，包括那些韌性是首要要求的產品。當在這一范圍內的低溫階段進行回火時，也就是說370~540℃ (700~1000°F) , 工件具有優異的韌性，同時還有合理的強度值。在這一范圍內的高溫階段進行回火，即540~675℃ (1000~1250°F) , 適用于那些需要有最大韌性的零件，但這以犧牲強度為代價。370~540℃ (700~1000°F) 范圍內的回火幾乎完全用于普通碳鋼和合金結構鋼（不包括工具鋼、軸承鋼和表面硬化鋼）。這一溫度范圍內回火的特征是韌性增加，同時硬度顯著降低（強度也隨之降低）。力學性能的變化是顯微組織變化的結果：穩定碳化物的沉淀和聚集（最初的球化處理）。當然，硬度的降低范圍很大：因為具有相對高碳含量的鋼，淬火后則具有相對更高的硬度，所以回火后它們的硬度也在某一范圍內，如圖1 說明的那樣。圖1可以用于獲得預期硬度的粗略向導，但需要強調的是這僅僅是粗略向導，且它僅適用于普通碳鋼。表3 和表4 中列出了溫度最高達650℃（1200℉）回火后4140鋼，4150鋼、1141鋼、1144和1045鋼回火后的典型硬度。
▼表3 4140和4150鋼回火后的典型硬度
▼表4 1141、1144、和1045鋼回火后的典型硬度
（4）在540~700℃（1000~1300℉）溫度下回火540~675℃ (1000~1250°F）高溫范圍內回火可獲得較高的韌性，但失去了淬火獲得的大部分強度。盡管如此，淬火和回火工序仍然是合適的，因為與具有相同硬度的珠光體組織相比回火馬氏體的韌性高很多。圖4 闡明了一般情況下在一系列回火溫度下回火后可以預測的韌性包括含0.40%和0.50%碳量分數和多種合金成分的鋼火＋回火后預測的缺口沖擊功值，以及在室溫下進行V型缺口夏比沖擊和懸臂梁試驗。當用U型缺口代替V 型缺口時，可以預測沖擊功值比這些顯示值低。圖4 所示的曲線包括各種合金成分。沒有任何證據表明特定的合金或合金組合在相同的硬度下表現出優異的韌性。相反，如預測的那樣，當對單一成分的鋼進行大量的加熱試驗時，在相同碳含量的條件下，合金成分變化，會引起顯著的韌性變化。對于碳和低合金鋼而言（圖4 ) , 雖然回火溫度高于370℃ (700°F) 會提高韌性，但是延長加熱時間或在450~600℃ (840~1110°F) 范圍內緩慢冷卻可能降低韌性（見圖7 ) , 冷卻速度的影響在圖7 中的高溫階段更為顯著。這一現象被稱作回火脆性。
▲圖7 冷卻速度對回火脆性的影響
4 回火時間和回火溫度
回火時間和回火溫度都會影響碳和合金元素的擴散，因此也會影響碳化物的形成和回火程度。為了保持一致性，降低對時間變化更少的依賴性，零部件一般在氣體或電加熱爐中回火1~2h。特爾寧（Thelning ) 建議的經驗公式是爐子的載荷達到設定溫度后每25mm (1in) 厚度回火1h 。AMS 2759 標準中也規定了各種碳鋼和低合金鋼的推薦回火條件。假如采用感應加熱回火，則回火周期對溫度和該溫度下的保溫時間非常敏感。一般來說知道所需的硬度后，可以根據圖1、圖2、圖3 中曲線規定的溫度決定所需的回火溫度。無論如何，對考慮等效回火過程中寬范圍的時間－溫度組合是有用的，通常可采用短時高溫完成回火。圖8、圖9、圖10 所示的硬度與各種回火溫度下的回火時間是一種回火數據的總結。除非發生二次硬化，當時間以對數形式存在時在大部分時間范圍內硬度的變化接近線性。然而，這種方法是較費時的。因此開發出了參數法，描述回火過程中的 時間－溫度 關系。
▲圖8 1335鋼回火數據總結
▲圖10 各種溫度和時間下4330鋼的回火效應
這一關系類似于分析蠕變數據的 “拉升－米勒” 曲線，由霍洛曼－杰夫首先提出，作為低、中合金鋼淬火后和在不同時間－溫度條件下回火后的近似硬度的經驗公式。從他們對各種鋼的分析來看，常數C的取值范圍為10~15, 取決于具體鋼種。圖11 所示為兩個實例。a) w (C) =0. 310%的鋼，C=15. 9 b) w (C) =0. 356%的鋼，C=14. 3 除了獲得大量的殘留奧氏體，采用霍洛曼－杰夫方法還可獲得合理、良好的相關性，圖12 和圖13 中所示的數據也來自霍洛曼和杰夫的數據庫，其包含碳鋼和低合金鋼。高合金鋼的數據（不銹鋼和工具鋼）沒有在這兩個圖中給出，圖12 和圖13 分別提供了對機加工鋼、鍛造鋼、合金鋼和高碳合金鋼估算回火過程中時間－溫度影響的基礎。（1）估算一個可獲得相似回火硬度的等價 時間－溫度 關系圖 根據鋼中的碳含量，采用圖12 或圖13 進行估算。圖12 用于碳質量分數為0.15%~ 0.40%的鋼。例如，假如質量分數為0.30%的鋼在505℃ (940℉）下回火10h獲得一定的硬度，那么回火1h要獲得相同硬度溫度是多少？在505℃ （940℉）回火10h落在圖12 中的A點，A點位于硬度各異的 62HRC線上，此硬度線過1h線（B點），因此，在545℃ (1010°F) 下回火1h可獲得相同的硬度。對于高碳鋼（碳質量分數為0.90%~1.2%) ，圖14 的應用方法相同。霍洛曼－杰夫（Hollomon-Jaffe ) 用稍微不同的方法來估計硬度的變化（圖12、圖13 ) 。對于無大量碳化物形成元素的鋼，采用兩種回火處理方法后獲得的硬度差等于兩個圖中處理的洛氏硬度差值。當硬度小于20HRC 或回火前測得洛氏硬度數值少于3個的情況時，這個差異是不正確的。▲圖12 機加工鋼、鍛造碳鋼和合金鋼（0. 15%~0. 40%C）舉例：碳質量分數為0.3%的合金鋼（圖12 ) 。一含0.30%C、3%Ni 的鋼在505℃ ( 940°F ) 下回火10h 后硬度為29HRC, 結果由試驗測得，那么此鋼在425℃ (800℉）下回火2h后的硬度近似為多少？在505℃ (940下）回火10h (點A) 落在線62上。在425℃ (800°F）回火2h (點C) 落在線 54上，差為62-54=8 。在425℃下回火2h后的硬度為8+29=37HRC。1095鋼在 595℃（1100℉）下回火出后的硬度為34HRC, 由試驗測得，那么此鋼在 480℃（900℉）下回火4h后的硬度是多少？在595℃ (1100℉）下回火1h (點C) 落在線65.5上，在480℃ (900℉）下回火4h（點D) 落在線59.5 上，差值為65.5-59.5=6 。在480°C（900℉）下回火4h后的硬度為34+6=40HRC 。
在實際應用中，常量參數（C ) 隨著鋼種和硬度水平變化。像任何經驗關系一樣、需要謹慎使用參數模型。這種方法的前提是假設淬火獲得100%馬民體后的硬度，沒有殘留奧氏體，另外給定分析顯著超出鋼的成分范圍時也必須謹慎使用。
表5 中列出了一些例子中的拉森－米勒（Larson-Miller) 常量參數。▼表5 不同材料回火過程時間－溫度
分析中的常量參數C
格蘭奇（Grange) 和鮑曼（Baughman) 對各種碳鋼和合金鋼進行了分析，指出對于一種給定的鋼（4倍或更多的合金成分）， 其C值變化較大，平均值較小。不管怎樣，在用試錯方法最小化繪制點數據散差時，格蘭奇和鮑曼推薦單一 C=18, 的碳含量，該值適用于多種碳鋼（1026~1080 ) 和低合金鋼（4027、4037、4047、4068、1335、2340、3140、4140、4340、4640和6145) 。要獲得令人滿意的回火數據，可利用以下參數方程建模：P= (F+460) (18+logt)x10E-3 式中，t為時間（h) ; P為回火參數。
圖14 和圖15 所示分別為普通碳鋼和低合金鋼的回火曲線。對于碳鋼而言，變化的參數 P 和硬度以碳質量分數為函數自變量進行繪制的，圖16 a) ，根據各種與時間和溫度相關的參數值，圖16 b） 提供了一種確定回火周期參數的方法。對回火過程中馬氏體鋼的時間－溫度反應進行建模的方法有多種。特別值得一提的是一種頗有應用前景的方法，即使用人工神經網絡（ANNs ) , 用非線性回歸方法建立物理系統中的輸入變量和輸出變量之間的相關性。神經網絡的出現可用于復雜經驗模型的建模，發現數組數據中的基本關系和定量結構。
▲圖14 普通碳鋼的回火曲線
▲圖15 低碳合金鋼的回火曲線
P= (F+460) (18+logt)x10E-3
5 化學成分對回火的影響
圖17a)所示，為碳質量分數對回火鋼中QT（QT為調質鋼）碳力學性能－硬度的影響。該圖可作為決定其他元素影響低合金鋼調質硬度的基礎。所有合金都會增加回火過程中的抗軟化能力即抗回火性 (如前述圖2 和圖3 所示）。在鋼中加入合金元素的主要目的是增加淬透性。合金元素延緩軟化的速率，特別是當進行高溫回火時。因此，想要在給定的時間內獲得給定的硬度，合金鋼比碳鋼需要更高的回火溫度。合金元素可以分為碳化物形成元素或非碳化物形成元素，如鎳、硅、鋁和錳，很少甚至不會出現在碳化物相中，而是基本固溶在鐵素體中，對回火硬度的影響很小。這些元素在鋼中主要是通過鐵素體固溶或基體晶粒尺寸控制硬化。碳化物形成元素（鉻、鉬、鎢、釩、鉭、鈮和鈦）形成合金碳化物，延遲軟化過程。當以Fe3C形式存在時，碳化物形成元素的作用是最小的；然而在高溫回火時，合金碳化物形成，隨著回火溫度提高，硬度緩慢下降。圖18 和圖19 顯示了在不同回火溫度下合金元素對抗回火軟化性能提高的影響。強烈的碳化物形成元素如鉻、鉬，在超過205℃ (400℉）高溫下提高回火溫度時，其對抗回火軟化性能的提高非常有效。▲圖18 在205~480℃ (400~900"F) 下回火1h▲圖19 在540~705℃ (1000~1300下）下回火1h
硅在315℃ (600℉）下對提高硬度最有效。鎳和硅導致的硬度提高可歸功于固溶強化。鎳在較高溫回火下對提高硬度更有效。碳化物形成元素會使滲碳體聚集變慢并形成大量細小的碳化物顆粒。在一定的條件下，高合金鋼的硬度可以切切實實地得到提高。這一作用，被認為是二次硬化。圖4 b）顯示了碳質量分數為0.35%的鋼中鉬含量對回火的影響。隨著合金含量的增加，二次硬化作用的效果增加，可以發生各種合金元素的組合作用：鉻在低溫段比鉬更趨向于導致二次硬化，鉻和鉬的組合作用產生一個相當平坦的回火曲線，與只有鉬存在相比，在一定程度上較低的溫度范圍會產生峰值硬度。H11 鋼和 H13 鋼被廣泛用作熱作模具鋼，其名義含量為：0.35%C、5%Cr、1.5%Mo、0.4%V 。圖20 所示為H11鋼的室溫硬度與度的函數對應關系。因為三個碳化物形成元素的合適比例組合作用產生了一個非常平坦的回火曲線。在不同的回火時間（參數匹配）下，對H13工具鋼回火后可獲得相似的結果，如圖21 所示。▲圖20 H11鋼的室溫硬度與回火溫度的函數對應關系
（1）合金元素的其他影響
除緩解硬化和二次硬化之外，合金元素還會產生許多其他影響。合金鋼回火溫度越高，釋放的殘余應力越多，且性能獲得改善。而且，合金鋼的淬透性要求采用更慢的淬火，所以淬火裂紋減少。然而，假如淬火冷卻速度太快，那么較高淬透性的鋼容易產生淬火裂紋。較高淬透性的合金鋼允許使用較低的碳濃度，可獲得指定的強度等級，改善塑性和韌性。殘余元素常常是指鋼中未被凈化出去的元素，它們可能會導致脆性。已知產生脆性的元素有錫、磷、銻和砷。在本文“回火脆性”部分有相關內容闡述。
6 回火過程中的尺寸變化
體心正方晶格。馬氏體的體心正方晶格比鐵素體的體心立方晶格密度低。在回火過程中，低密度的馬氏體會分解成鐵素體和滲碳體，通常會發生體積收縮。然而，淬火后并不總是出現100%馬氏體組織，因此隨著回火溫度提高，體積可能不會持續收縮，因為殘留奧氏體會轉變成低密度相。正如指出的那樣，普通碳鋼和合金鋼中的殘留奧氏體在階段Ⅰ回火會轉變成貝氏體或鐵素體［見本文230~370℃ (450~700°F) 回火內容]。這將導致體積增加，因為奧氏體比鐵素體和貝氏體具有更高的密度。當某些合金鋼回火后，一些殘留奧氏體在從回火溫度開始冷卻的過程中可能會轉變成馬氏體。回火過程中當合金碳化物沉淀時，殘留奧氏體的馬氏體開始轉變點提高，一些奧氏體會轉變成馬氏體。圖22 所示為回火過程中01工具鋼板尺寸的變化。對鋼板分別采用兩個不同的淬火溫度和保溫時間進行淬火，冷卻到室溫后，尺寸發生變化，圖示回火溫度為400℃ (750°F) 。40℃和10min的變化對尺寸變化的影響可以忽略不計。在200℃（390°F) 回火時，會伴隨鋼板在各方向的輕微收縮。在更高的回火溫度下，尺寸會增大，在300℃（570°F) 增大得最多，過后尺寸又減小。在300℃（570°F) 下體積增加這是由于殘留奧氏體轉變成貝氏體。在400℃ (750°F) 下，尺寸恢復，更接近于淬回火前的原始值。
(4inx2inx0. 7in) 。鋼材沿長度方向軋制
7 拉伸性能和硬度
硬度測量一般用于評估碳鋼和合金鋼低溫回火后的拉伸性能。圖23 和圖24 所示為兩種調質鋼（QT鋼）的硬度和拉伸性能，其反應一般是相似的。
▲圖23 回火溫度對室溫下1050鋼力學性能的影響。概括為1050鋼一次加熱并鍛造成直
徑38mm（1.5in）大小，然后水淬并在各種溫度下回火。鋼的成分0.52%C, 0.93%Mn
鋼棒化學成分為：0.41%C, 0.67%Mn,0. 023%P,0.018%S, 0.26%Si, 1.77%Ni,0.78%Cr, 0.26%Mo目前已開發出 QT 鋼和低合金回火鋼的硬度和抗拉強度的換算關系經驗公式。例如，雅尼茨基（Janitzky ) 和巴亞茨（Baeyertz ) 評估了很多調質鋼的拉伸性能（見圖25) , 顯示出布氏硬度值和抗拉強度大概成線性關系，抗拉強度（TS ) 可以表達為如下米制單位公式：
▲圖25 幾種 QT鋼（SAE 1330、2330、4130、700℃ (400~1300°F) 范圍內各種溫度下回火
例如，鋼的硬度為363HBW, 那么估算的抗拉強度為1265MPa, 轉換值為183ksi (接近于圖25 中的繪制數據）。調質鋼的抗拉強度與其他拉伸性能也有很強的聯系（圖26 、圖27 ) 。這個范圍的拉伸性能為結構設計師在選擇使用回火碳鋼和低合金鋼時提供很多選項。▲圖26 幾種油淬火鋼（6145, 4645, 4145, 3240,3145, 2345, 4340) 在200~700℃
▲圖27 幾種水淬鋼（3130、6130、2330、
4130、1330)在200~700℃ (400-1300°F)
下回火后的拉伸性能
QT鋼的硬度也可以使用格蘭奇（Grange ) 等人發布的方法進行預測。硬度的一般公式是：HV=HVC+ΔHVMn+ΔHVP +ΔHVSi＋ΔHVNi＋ΔHVCr+ΔHVMo+ΔHVV
式中，HV是估計的硬度值（維氏）。
為了使用這一公式，必須依據圖17 a）確定碳的硬度值。例如，首先假設回火溫度為540℃（1000℉）， 鋼的碳質量分數為0.2%, 回火后HVC值將為180HV。其次，必須依據圖18 或圖19 確定各合金元素的作用。為了說明怎樣使用格蘭奇（Grange ) 等人提出的使用方法，使用圖24 所示的相同類型的4340鋼。鋼的化學成分為：0.41%C， 0.67%Mn， 0.023%P，0.018%S， 0.26%Si，1.77%Ni，0.78% Cr 和0.26%Mo。假設回火溫度為540℃ (1000℉）， 估算的碳硬度值為210HV。從圖17 a）看來，各種其他合金元素的硬度值見表6。
根據圖24, 在540℃ (1000℉）下回火后硬度值為363HBW 。依據硬度換算表（ASTM E48 換算表）， 布氏硬度 363HBW 等同于維氏硬度 383HV，計算出的380HV (在前面的表中）非常接近于這個實際測量值。因此，此方法可用于估算低合金鋼淬火＋回火處理后的硬度值。回火后硬度的變化。圖28 所示為1046鋼鍛造產品回火后獲得的室溫硬度變化范圍。因為原始顯微組織結構存在差異，使得回火后硬度的波動非常頻緊，在短時或更低溫度周期原始顯微組織對同火硬度的影響更顯著，如圖29 所示。
a) 淬火態 b) 在510℃ (950°F) 下回火1h
當原始顯微組織相同，溫度控制是控制回火過程中的最重要的參數。一般情況下，回火溫度控制在±13℃范圍內就足夠了，處于絕大多數爐子和熔鹽設備的實際控制范圍內。除非力學性能要求非常寬泛，溫度波動很少允許超過±6℃ (±10℉）。淬火操作如下：將1046鋼加熱到 830℃ （1525°F ) 并在堿液中淬火。鍛件在連續網帶爐中加熱并一個個傾倒在攪拌的堿液中淬火。每個鍛件質量為9~11kg , 最厚截面 38mm (1.5in) 。
8 韌性和脆性
QT鋼易于呈現出不同類型的脆性。一些是因為回火過程中結構的變化，如回火馬氏體脆性和回火脆性；然而，另外一些是因為環境對淬火＋回火顯微組織的作用，如氫脆和液態金屬脆性。本節的重點是脆性與回火工序。圖30 中給出了淬火鋼斷裂行為的克勞斯（Krauss ) 示意圖，其中包含回火馬氏體區域和回火脆性區域。
當碳鋼和低合金鋼在450~600℃ (840~1110°F) 下延長回火時間時，會發生回火脆性（TE ) 。高溫回火后緩慢冷（圖7 ) , 其作用更為明顯。超過這一溫度范圍暴露后緩慢冷卻也會發生回火脆性。大多數情況下，短時的暴露或快速冷卻時，這一溫度范圍內回火后，回火脆性減小。然而，當熱處理大截面件時，這種操作不太可能實現，因此會產生回火脆性。在高于脆性溫度（＞600℃ 即1110°F) 下再次回火可消除回火脆性，隨后在這一溫度范圍內快速冷卻，韌性恢復。因為具有回火脆性的鋼可以通過加熱到約575℃ (1065°F ) 來消除脆性，保溫數分鐘，隨后快冷。消除脆性的加熱時間取決于存在的合金元素和重新加熱的溫度。消除脆性會伴隨雜質在晶粒邊界的重新分配。導致回火脆性的原因被認為是含有微量元素的化合物的沉淀，如錫、砷、銻和磷，以及鉻或錳。相對少量（0.01%或更少）的雜質，如磷、銻和砷已經證實與回火脆性有關。回火脆性產生的原因是雜質在晶界的偏析和破壞力。這導致晶間斷裂形貌，這種晶間斷裂暗示著脆性發生在原始的奧氏體晶界上。
已知錳質量分數小于0.5%的碳鋼不會產生回火脆性，但大量添加錳時會易于引起這類問題。其他合金元素，如鉻和鎳也會促進回火脆性，而且其單獨存在比合金化結合時的作用弱。鉻－鎳鋼和鉻－錳鋼中發現最強的脆化作用，非常純的合金鋼不會產生回火脆性。與磷誘發回火脆性相比，鉬元素可產生有益影響的觀點已被認知很多年。添加少量鉬（0.2%~0.3%) 可顯著延遲回火脆性，但更多的鉬不會產生額外更好的改善。雖然鉬元素是一種有效降低回火敏感性的元素，但必須要解決的是鉬金屬碳化物的沉淀。為了避免這種沉淀，在鋼中加入釩。相對鉬和鉻而言，釩是一種很強的碳化物形成元素。釩首先形成MC 型碳化物，改變鉬－碳和鉻－碳的比例。增加鉬－碳的比例有利于形成 Mo2C 型碳化物，增加鉻－碳的比例有利于形成Cr7C3 碳化物。這些變化延緩了鉬作為碳化物的沉淀析出。當鉬不在鐵素體中固溶時，那么磷易于偏析并產生脆性。鉬的作用在于抑制回火脆性，相當于提高鋼的純度。總的雜質含量（硫加磷加非鐵類元素加氣體）以每百萬分的原子數表示，其值大致如下： ①1500×10E-6為常規純度（對應于大氣－電弧－熔化，鋼中一般的量）。②1000×10E-6為純度非常高的鋼（對應真空熔煉爐）。③500×10E-6為優等純凈鋼（對應真空熔煉爐并使用非常純的原料）。當使用相對較純的鋼（雜質超過1500×10E-6, 而且磷超過0.01%) 時，鉬元素獨一無二的降低回火脆性的作用非常重要。在生產的高純度鋼（雜質低于500×10E-6而且磷超過0.001%) 中鉬不是必要的合金元素，這種鋼不容易產生回火脆性。
（2 ) 藍脆
將普通碳鋼和一些合金鋼加熱到230~370℃ (450~700°F) 時可能會提高抗拉強度和屈服強度，降低塑性和沖擊強度。因為試樣表面會產生發藍的回火色，故這種脆化現象稱為藍脆。藍脆是一種加速的應變－時效脆化形式，其產生原因是在臨界溫度范圍內碳化物或氮化物沉淀硬化。如果添加占用氮的元素到鋼中可排除該問題，如鋁和鈦，當鋼加熱到藍脆加熱溫度范圍將發生變形，并最終使得冷卻到室溫后的材料硬度和抗拉強度提高。假如應變率提高，則藍脆溫度范圍提高。（3 ) 回火馬氏體脆性（TME )
當高強度合金鋼在200~370℃ (400~700℉）溫度范圍內回火時，會產生回火馬氏體脆性。回火馬氏體脆性也被稱作350℃ (或500℉）脆性，雖然據報道最大的變化發生在約 315℃ (600℉）。雖然脆化溫度范圍是可變的，但為了防止出現回火馬氏體脆性，避免處于這一溫度范圍內還是非常有必要的。回火馬氏體脆性與回火脆性在除了脆化溫度范圍外很多方面都有區別。首先，如上所述，回火脆性是可逆的，而回火馬氏體脆性是不可逆的。一旦出現回火馬氏體脆性，沒有一種熱處理可以逆轉這種影響，除了將鋼重新奧氏體化并淬火，并且后續在不會發生回火馬氏體脆性的溫度范圍內回火。當有需要時，可以對脆化的鋼進行退火處理，以恢復其最大抗沖擊性能。原理上，回火馬氏體脆性是一個比回火脆性更快速的過程。回火馬氏體脆性發生在正常回火階段第一個小時內，和截面尺寸或回火后冷卻速度等無關。形成鮮明對比的是，回火脆性需要幾個小時才能形成，同時比較重要的是主要為大截面件在高溫回火（脆化溫度范圍）并緩慢冷卻幾個小時通過臨界脆化區域范圍內才會。因此，回火脆性有時被稱作兩步回火脆性，而回火馬氏體脆性有時被稱作一步回火脆性。回火馬氏體脆性發生在回火階段，ε 碳化物變成滲碳體。在鋼中發生變化的主要是回火馬氏體組織，但鋼具有回火下貝氏體組織時也容易產生回火馬氏體脆性。其他組織，如上貝氏體和珠光體／鐵素體，在這區域內回火不會產生脆化。鋼在這一溫度區域內回火后的沖擊韌度低于在小于馬氏體回火脆性（TME) 溫度區域回火后的沖擊韌度。圖31 顯示了各種磷和碳含量的鉻－鉬鋼的沖擊吸收功與回火溫度之間的函數關系。該圖還顯示了低合金鋼中磷和碳對沖擊韌度的影響。鋼在250~ 300℃ (480~570°F) 范圍內回火后沖擊韌度會下降。較低磷含量的鋼比較高磷含量的鋼具有更高的沖擊韌度。另外，隨著碳含量的增加，沖擊韌度降低。▲圖31 4130鋼、4140鋼和4150鋼在900℃
導致回火馬氏體脆性（TME ) 的原因不能被認為是導致回火脆性（TE ) 的原因。雖然許多研究已經表明斷裂是部分或大部分晶間斷裂，特別是在約356℃（6665）下回火，但也有其他的研究發現具有穿晶斷裂。這種差異可能會影響人們對回火馬氏體脆性（TME ) 機理的解釋。目前，對回火馬氏體脆性（TM E) 的主要解釋是基于原始奧氏體晶界上雜質和滲碳體沉淀的影響。較早時一些研究總結導致產生回火馬氏體脆性（TME ) 的原因是品界上沉淀出薄片狀滲碳體。然而，非常低碳含量的鋼也產生回火馬氏體脆性（TME ) , 同時殘余雜質也被證明是導致 TME 至關重要的因素。使用低雜質（特別是磷）含量的鋼，可以防止雜質偏析導致的脆化。鋼含有雜質或強烈碳化物形成元素時易于產生回火馬氏體脆性（TME) 。在回火馬氏體脆性（TME ) 中可觀察到晶間斷裂和穿晶斷裂模式。TME晶間斷裂較普遍，且與奧氏體化過程中奧氏體晶界上的磷偏析有關。然而，在原先奧氏體晶界上存在的磷不會充分發展而導致 TME 。對于TME晶間斷裂模式而言，磷和滲碳體之間的相互作用是必要的。奧氏體化過程中奧氏體品界上雜質（如磷）的偏析和回火過程中在原始奧氏體晶界上形成滲碳體，是形成 TME 晶間斷裂模式的原因 。回火馬氏體脆性（TME ) 穿晶斷裂模式可能與薄狀碳化物厚度有關；較薄的碳化物導致薄殼斷裂，厚的碳化物促進穿晶解理。在中碳鋼回火過程中，平行的板條馬氏體之間形成滲碳體，導致TME穿晶斷裂模式發生。回火過程中，淬火中碳鋼的板條馬氏體之間的殘留奧氏體轉變成薄片狀滲碳體。在A4340鋼中可觀察到另一種類型的 TME 穿晶斷裂，它是由于殘留奧氏體分解形成滲碳體產生的裂紋誘發而來的晶間解理。在一些低碳鋼中，脆化和碳化物的形態提供了大量顯微裂紋形成和微孔聚集與長大的位置。發生斷裂的同時伴隨微小的塑性變形。在碳鋼中添加硅可提高TME 發生的溫度范圍，這是因為硅延遲了板條馬氏體上的 ε 碳化物轉變成滲碳體，同時延遲了更高溫度下晶界上滲碳體的粗化。采用4140 鋼的調查顯示，奧氏體化溫度會影響TME 。高的奧氏體化溫度傾向于發生脆性破壞模式，即使在試樣中顯示實際缺少磷偏析。由于回火過程中更密集的碳化物沉淀和長大，高的奧氏體溫度也會促進碳化物溶解進奧氏體。
9 回火設備
回火設備的選擇主要取決于需要的溫度和數量及類似需要處理的工作。此外，設備的選擇還取決于是大批量回火（將整個零件浸在爐內足夠長的時間）， 還是局部加熱零件某一部分（見后續 10 “特殊回火工序” ）。需要的溫度由預備熱處理和回火后獲得的性能決定。大批量回火需在對流爐或熔化的鹽、熱油或熔化的金屬中進行。爐型的選擇主要取決于零件的數量和尺寸及所需溫度。表7 中給出了四種回火設備的溫度范圍和使用條件。（1 ) 氣體對流爐
通常用得最多的回火設備是再循環或強制對流爐，包括連續帶輸送式、滾筒式或步進梁式系統，以及周期式設備如箱式爐或井式爐。
強制循環空氣是使用最普遍和較有效的回火方法，因為它適用于多種爐型的設計，以適應各種產品和生產能力。此外，金相結果較好，同時成本低。一般而言，對流爐的設計溫度為150~750℃（300~1380°F) 。對于溫度高于550℃ (1020°F) 的情況，循環的熱空氣由與工作區域隔開的爐腔提供，并吹向產品，避免了輻射管加熱不均勻。對于溫度550～750℃ (1020~1380°F) 的情況，使用強制對流加熱或輻射加熱，這取決于產品的金相要求。為了獲得更精確的金相性能控制，使用強制對流加熱；但如果是為獲得更高的效率，使用輻射加熱，因為溫度接近750℃ (1380°F）時，輻射加熱的傳遞效果更好。氣體對流爐設計中最重要的階段是確定正確的強制氣流的量。鼓風機的目的是提供足夠的熱空氣到所有的工作區域，使用這種方法在熱物理允許的條件下可以有效地加熱產品。產品的類型和加工的材料決定了所需強制氣流的量，這些都是在操作溫度下測量。與風扇制造商協商有助于獲得最大效率的熱傳遞。對流爐的加熱可采用電、氣或油來實現。在絕大多數對流爐設計中，可采用雙加熱源，如氣和電。當有缺點存在或比另一種選擇有成本優勢時，允許超過一個選擇。溫度控制是通過將一個熱電偶放在循環系統的熱風側并靠近產品來實現的。當采用這一技術時，過熱危險可降至最低，而且可處理各種尺寸的產品。這種方法也允許處理時間（保溫時間）隨熱電偶位置的移動而變化，但僅限于爐子尺寸范圍內。溫度一般保持在±5℃ (±9°F) 范圍內。假如使用現代的控制器，那么應正確安裝導流板被同時安裝爐簾。當產品數量較少或當零件尺寸、外形和力學性能不同時，連續爐不能獲得有效利用，但間歇爐更適合這種操作。連續爐用于這種應用時，爐子溫度上升或下降會損失生產時間。有時，當加工工藝改變了，必須在爐內放置隨爐料， 加速溫度下降，獲得所需溫度，或必須停止生產直到溫度穩定。
鹽浴爐必須用于160℃ (320°F)和以上的溫度。鹽浴中良好的熱傳導和自然對流提高了零件被加熱溫度的均勻性。零件浸沒在熔鹽前必須先去除所有的水分，因為熱鹽與水分會發生劇烈反應。假如臟的或帶油的零件浸在鹽浴中，鹽會被污染，同時需要更頻繁的矯正。采用化學或氣態化合物進行矯正，控制溶解的氧在適當范圍內。用碳棒去除不溶金屬。所有在鹽中回火的零件從鹽中取出后必須盡快清洗，因為粘在表面的鹽吸濕，會引起嚴重的腐蝕。具有小孔或盲孔的零件較難清洗，不應該在鹽中回火。表8 中提供了常用回火鹽浴的成分和溫度范圍，并按標準 MIL-S-10699A 進行分類：① 1類和2類鹽相當穩定，很少需要矯正。假如轉移時從高溫鹽浴帶入氯化物，它們將導致回火鹽浴黏度的增加。氯化物可以通過細的紗網過濾除掉，或者通過冷卻并將不溶性氯化物作為沉淀物處理。偶爾會有碳酸鹽過多的情況，它們可通過與稀硝酸發生反應來去除。不能超過溫度上限，否則鹽氧化非常強烈。② 3類鹽很少需要矯正。但是，它們的高熔點（近似560℃即1040℉）嚴格限制了工作溫度范圍。而且，當溫度超過約705℃ (1300°F) 時會導致鋼脫碳。③ 4類鹽均為氯化物中性鹽，較穩定。它們很少需要矯正，最低工作溫度也應高于595℃ (1100℉）。④ 4A類鹽與4類鹽類似，但含有氯化鈣，使得其最低工作溫度降低到550℃ (1025℉）。這些鹽的上限使用溫度比4類鹽更嚴格。
回火用油浴設備的設計與鹽浴相似，或者也可將鋼槽放在熱的平板加熱器上，效果更令人滿意。此外，也可將電加熱元件浸在油池中。油浴設備使用中，攪拌至關重要，可保證溫度的均勻性和滿意的油的壽命。簡單地，可采用電爐類似的溫度控制，但應避免局部超溫，防止發生火災和油的快速老化分解。具有適當量程的標準熱電偶可用于檢測油的溫度。
在熱油浴中低溫回火是一種簡單而且廉價的方法，特別適合將零件在某一溫度下保持較長時間。在沒有特別的通風和防火裝置的前提下，實際工作溫度的上限約為120℃ (250°F) ; 有預防措施的條件下，約為250℃ (480°F) , 預防措施為特別充分的通風系統或惰性氣體覆蓋系統。當需要的回火溫度超過205℃ (400°F) 時，鹽浴往往比油浴的效果更好。回火油必須抗氧化，同時閃點遠高于操作溫度。通常使用得最多的油是高閃點石蠟基油，并添加抗氧化劑。分級淬火油也能用于回火。回火用熔化金屬浴被鹽浴廣泛代替。使用時，商業用純鉛的熔點約為 327℃ （620°F) , 已被證明是最適合所有金屬和合金。對于特殊應用，采用具有更低熔點的鉛基合金。
鉛很容易氧化。盡管鉛本身不黏著在干凈的鋼表面，但鉛的氧化物黏著在鋼的表面是個問題，特別是在高溫下。在通常使用的溫度范圍內，熔浴的薄膜層將保護鉛浴，零件較易清理。超過480℃ （900℉）時，顆粒狀的碳質材料如木炭，可以作為保護覆蓋。由于比氣態氣氛具有較高的熱傳導率，鉛對局部快速加熱和選擇性回火較有利。典型應用就是球關節的回火。將零件進行滲碳處理并淬火至表面硬度最低為 59HRC, 心部硬度為30~40HRC, 螺紋和錐面在鉛浴中回火可獲得表面不高于40HRC的硬度。因為鉛具有很高的密度，零件在熔鉛中會飄浮在表面。浸入到鉛浴中前所有的零件和工裝必須保持干燥，防止形成水蒸氣導致熔鉛飛濺。操作人員必須穿戴防護設備，防止鉛中毒；此外，還需要風帽和通風裝置。對于氣體和電加熱，通關型電位開關可將熱電偶處的回火溫度控制在±6℃ (±10℉）范圍內。采用比例控制方式，利用這些儀器可將熱電偶處的溫度控制在±1℃ (±2°F) 的范圍。
10 特殊回火工序
偶爾也需要采用特殊的工藝來獲得特定的性能，如蒸汽處理派生出的工藝或使用保護性氣氛。依靠循環加熱和冷卻等，特定鋼的回火機理也得到增強，特別重要的工藝是在零下溫度和回火溫度之間采用循環處理，以增加殘留奧氏體的轉變。名詞術語為“多次回火”的工藝，也用于過程加工，在實際回火前常采用中間回火用于校直件的軟化，其目的是獲得期望的韌性和塑性。對零件采用選擇性回火或局部回火，可在相鄰區域獲得非常明顯不同的硬度。這種方法用于完全硬化件的局部區域軟化或選擇性硬化區域的回火，目的是提高機加工性能、韌性或選擇區域內抵抗淬火裂紋的性能。感應回火和火焰回火通常是使用最多的選擇性技術，因為它們具有局部加熱可控性質。將選擇的區域浸在熔化的鹽或金屬中也可實現，但缺少可控性。鏨子、鑿子、冷彎成形的鉚釘加厚端、滲碳件螺紋部分都的退火都是典型應用。焊接熱影響區期望得到一個較低的硬度時，也可用局部回火進行焊接區域的預熱和焊后加熱處理。選擇性回火將選定區域加熱到所需的回火溫度，而不需要將零件其他部分加熱到這一溫度。感應加熱圈、特殊火焰噴頭、浸在鉛浴或鹽浴中等方法均可實現這種選擇性加熱。選擇性回火可采用散焦激光和電子束等裝置。感應加熱和火焰加熱技術一般用于大批量生產并且最容易控制。對比其他技術，采用低頻（3~10kHz ) 感應加熱和鹽浸泡能獲得更深的透入度。浸在鹽浴或鉛浴中能獲得快速加熱的選擇性回火，通常有必要的是浴池溫度必須遠高于期望的回火溫度。因此，浸泡時間成為獲得期望結果的控制因素。因為鉛有很高的熱傳導率，比鹽更有效。其他因素，如工裝拆解、零件外形、加熱頻率和成本也會影響回火設備的選擇。在感應回火過程中，同樣的加熱系統可同時用于淬火和回火。①緩解不規則形狀碳鋼和合金鋼零件的淬火和校直應力，從而減少變形。②消除軸承零件和齒輪塊中的殘留奧氏體并提高尺寸穩定性。
許多高強度鋼部件的抗拉強度超過 1720MPa （250ksi) , 其在最終熱處理前需要進行加工。為減小變形并滿足嚴格的尺寸要求，這些零部件如氣缸、壓力容器和薄件，在淬火和回火過程中或僅在回火過程中采用工裝固定。外部環、內芯棒、千斤頂、螺桿、壓塊、楔形塊、模具和其他機械裝置可用于幫助尺寸校正。
因為鋼中含有碳和合金成分，淬火中或淬火后如果冷卻到室溫，則容易產生裂紋，可能的原因是淬火過程中產生很高的殘余拉應力，最根本的主要原因是熱梯度、截面厚度的突變，脫碳或其他淬透性梯度。另一個潛在的開裂原因是淬火介質污染和后續淬火中的劇烈變化。因此，對含碳質量分數超過0.4%的碳鋼和碳質量分數超過9.35%的合金鋼，推薦零件淬火時在冷至100~150℃ (212~300℉）前轉至回火爐內。許多熱處理操作使用淬火油回火或避免冷至低于125℃ (255℉）。對該種類型裂紋敏感的鋼有1060鋼，1090鋼，1340鋼、4063 鋼、4150 鋼、4340 鋼、52100 鋼，6150 鋼、8650鋼和9850鋼。其他碳鋼和合金鋼一般對這種延遲淬火裂紋敏感性低，但會因零件外形或表面缺陷會導致裂紋，這些鋼包括 1040鋼、1050鋼、1141鋼，1144鋼、4047鋼、4132鋼、4140 鋼、4640 鋼、8632 鋼，8740鋼和9840鋼。還有一些鋼如1020鋼，1038鋼，1132鋼、4130鋼、5130鋼和8630鋼則對此不敏感。回火前，零件應該淬火至室溫，以確保絕大多數的奧氏體轉變成馬氏體并獲得最大淬火硬度。奧氏體殘留在低合金鋼中，經過加熱回火，轉變成中間組織，硬度降低。然而，中高合金鋼中含有奧氏體穩定化元素（比如鎳）， 經過回火加熱后殘留奧氏體可能會轉變成馬氏體，因此這此鋼需要額外的回火（兩次回火）， 以緩解轉變應力。低溫及時回火。淬火后在室溫下容易產生裂紋的鋼淬火后（最終回火前）應立即進行低溫回火處理。盡管許多滲碳件不回火就可以使用。但表面滲碳硬化零件經回火處理后韌性和彎曲強度可得到提高。表9 中概括了多種滲碳鋼回火對力學性能的影響。在150~200℃ (300~400℉）范圍內回火確實有利于韌性和彎曲強度。為保留耐磨性的滲碳件，一般在 150~200℃ (300~400°F)范圍內回火。當然，也可以采用更高的回火溫度，以獲得一定的沖擊韌度或高負荷耐久性。例如，賽車齒輪，回火溫度高達425℃ (800°F) , 還具有較高的載荷狀態。▼表9 氣體滲碳后淬火+回火的無缺口夏氏棒料的沖擊值
當選擇滲碳件的回火溫度和回火時間時，必須綜合考慮韌性、強度和硬度，以及對殘余應力和殘留奧氏體的影響。回火降低了硬化層的壓應力和心部的拉應力。當試圖獲得最高表面性能時，在犧牲整體韌性的前提下保留良好的殘余壓應力，心部性能不能通過回火控制。圖32 所示為回火對殘余應力的影響。殘留奧氏體的轉變和硬化層、心部相對體積的變化是殘余應力隨溫度變化而變化的主要原因。殘留奧氏體影響性能不同。考慮到耐磨時，減少殘留奧氏體顯然是合適的，并且提供了尺寸穩定性，但是一些殘留奧氏體好像對接觸疲勞耐久性較有利。
除了馬氏體和殘留奧氏體外顯微組織的回火也是回火的特殊應用。馬氏體和貝氏體回火行為的主要差異是少量的碳固溶在貝氏體中。貝氏體組織對回火不敏感，因為大部分碳以粗大碳化物存在，幾乎沒有對強度的提高作用。
含有大量下貝民體組織的反應，近似于馬氏體的碳化物長大和聚集等現象。通過受控或相對緩慢的冷卻可得到上貝氏體和細珠光體，其反應是簡單的碳化物長大和最終鐵索體再結晶。圖33 中顯示了在這種情況下的回火軟化。圖34 中顯示了在近似相同硬度的條件下正火和回火、淬火和回火組織的沖擊性能。
a) 1095鋼在565℃ (1050F) 下不同時間的回火
4340鋼調質至29~30HRC或正火＋回火至31~33HRC后夏氏沖擊值隨溫度變化關系
馬氏體和貝氏體轉變后的殘留奧氏體性能也是不一樣的，貝氏體組織下的殘留奧氏體非常穩定，高溫回火會發生分解。但即使高溫回火以后，上貝氏體組織鋼中仍含有非常明顯的奧氏體。貝氏體鋼含有強烈的碳化物形成元素如鉻、釩、鉬和鈮，也擁有二次硬化峰值。對比馬氏體組織，反應較慢，因為貝氏體中的碳化物較粗大11、 感應加熱回火
豐富的生產經驗已經證明，感應回火在許多商業應用中獲得成功。從冶金原理上來說，感應回火成功的根本可能性是用短的回火時間和高的回火溫度。從經濟性方面考慮，感應回火被證明特別適合生產線自動化。由于載荷和耐磨性要求的不同，許多機械零件的截面也不同。通常，均勻回火獲得單一硬度水平的前提下對性能妥協，從而達到這種要求的變化。然而，采用選擇性回火調整各截面力學性能達到特別的要求從而獲得優異性能是非常明顯的。在一定的限制條件下，感應回火是一種達到這一要求的較經濟的方法。這些限制就是零件的形狀和尺寸能與感應器匹配，使得關鍵截面均勻加熱，獲得希望的溫度。雖然對于一些零件這是行不通或不切實際的，但對許多零件來說，可以通過選擇性回火使得同一零件獲得不同的硬度，由此改善質量。感應回火的一個關鍵性的優勢就是與設備生產線的集成，從而可以避免過多的處理工作。達到勞動力成本最小化。通常情況下，回火操作對于淬火操作而言很關鍵，或者同一設備可同時用于感應淬火和回火。回火時僅更換工作線圈或降低功率密度和加熱時間。
因為回火是在低于轉變溫度Ac1下進行的，故通常使用低頻率的感應回火裝置，這些裝置在大截面件回火，將表面到心部的溫度梯度最小化時是很有必要的。頻率的選擇主要與需要加熱的深度有關。需要指出的是工頻（60Hz ) 可用于25~50mm或更大一點的（1~2in ) 零件的回火。感應回火滲碳螺紋時采用低頻率和低電流密度特別重要。考慮到較短的周期和較高的頻率會使螺紋頂部重新淬火，因此導致螺紋失效。因為通常感應回火的目的是使得整個橫截面獲得均勻的硬度，而不是加熱表面，感應器中的功率密度一般較低，為0.08~0.8W/mm2（0.05~0.5kW/in2) 。可根據經驗、試驗或表10 中提供的數據來選擇功率密度。此外，加熱時間相對較長，有助于整個零件獲得均勻加熱。為達到生產要求，可以增加感應器的長度，或同一時間內加工一個以上的零件。
一般來說，在對回火產品進行硬度測試的基礎上，可以通過選擇功率密度和調整線圈的進給速度來實現感應回火的控制。通過使用特殊的輻射高溫計和高速控制器，實現回火溫度超過425℃ (800℉）的自動控制。這樣的安排可用于改變連續掃描操作的速度或控制功率。從根本上而言，為補償感應的短時加熱，感應回火的溫度必須高于常用的爐回火溫度。圖35 顯示，1050鋼自855℃ (1575℉）在鹽水中淬火，回火時間從電爐回火的1h 縮短至感應回火的60s和5s ， 及為獲得給定的硬度值需要提高的回火溫度。將小截面的零件加熱到回火溫度后可立即空冷，但是對更大截面零件在冷前應緩慢加熱或進行短暫的保溫（5~60s) , 使得熱量滲透傳導。功率密度、行進速度和感應器長度決定了回火時間。霍洛蒙－杰夫（Hollomon-Jaffe ) 方程和傳統的回火曲線雖然很有用處，但使用的前提是感應回火馬氏體。首先，必須記住的是回火溫度是有上限限制的，不應該無限制提高。這限度就是A1 溫度（快速加熱時為Ac1 ) 。在這一溫度下，碳化物開始溶解。其次，必須意識到適用關系使用的前提是在固定溫度的短時回火，也就是說等溫回火處理。換句話說，當加熱時間與實際保溫時間是相同數量等級時，必須考慮到工件的溫度在一瞬間達到回火溫度。對于快速加熱過程（如感應加熱），可以用霍洛蒙－杰夫概念的一種簡易延伸推導出特定的時間－溫度歷史計算方法。對應于連續階段的一個恒溫加熱區間，通過計算等效時間 t* 來實現。圖36 說明了一種做法。這里，感應回火周期，見圖36 a) 由加熱部分和冷卻部分組成，后者冷卻速度較低。總的連續周期被分解成若干很小的時間增量，每一個增量時間 Δti 以平均溫度Ti 為特征。可以假設近似等溫處理的溫度為連續周期的峰值溫度，或“T” ，然而，等溫周期的溫度規范是隨意的。將近似等溫周期的溫度定義為T*， 有效回火時間為t*, 就可估算這一周期，這是通過增量 t* 或 Δti 來解決問題。對于連續處理，可使用方程Ti (C+logΔti )= T* (C+logΔti*）。將連續周期每一部分的 Δti* 進行求和得到總的有效回火時間 t* ， 在溫度T* 下， 圖36 b ）顯示了有效回火參數T* (C+logt*） 。
在使用這一方法時，選擇 Δti* 應該謹慎。這些時間增量應該選擇得足夠小，使得增量中的溫度變化不是太大，因此保證獲得一合理的平均溫度Ti 并用于上述表達式中。對于從室溫連續加熱到典型感應回火溫度，每個 Δti* 近似于0.005~0.01倍的 t總，這里的 t總 為總的加熱時間，由此提供了足夠的計算精度。估算有效回火時間的另一個需要考慮的事實是回火鋼一般空冷防止變形。冷卻速度一般比加熱速度低得多，在冷卻周期高溫階段大幅增加了時間。因此，冷卻階段發生的回火也應該包含在有效回火參數中。為了做到這一點，必須測量冷卻速度或從熱傳遞分析方面進行估算。有效回火時間增量 Δti* 可以從這一冷卻曲線和先前提到的關系進行估算，在據公式T* (C+logt*） 計算有效回火參數前將它們加到周期的加熱部分。
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