1 简介
淬火和正火后的钢的回火工序是加热到低于临界点 Ac1 , 然后以适当的速度冷却，以增加塑性与韧性与尺寸稳定性。回火通常紧接着淬火硬化后进行，并与马氏体的热处理过程相关；回火也可用于释放应力和降低焊接过程导致的硬度，并降低因成形和车加工产生的应力。本期的重点是讲淬火后的回火，以获得具体的力学性能，同时释放淬火应力，保证尺寸稳定性。淬火钢的显微组织主要为马氏体，其铁晶格为高应变间隙固溶碳原子的体心正方组织，因此呈现一种非常硬（和脆）的状态。加热后碳原子更易扩散，同时经过一系列不同反应步骤，最终在铁素体基体上形成Fe3C或合金碳化物，应力值逐渐降低。回火后钢的性能主要取决于形成碳化物的尺寸、形状、成分和分布，铁素体的固溶硬化作用相对较小。显微组织中的这些变化通常会使硬度、抗拉强度和屈服强度降低但塑性和韧性提高。在一定的条件下，硬度可能不受回火的影响或者甚至提高。例如，在较低温度下回火的硬化（淬火）钢其硬度可能不会变化，但屈服强度可能会提高。而且，那些含有碳化物形成元素（铬、钼、钒和钨）的合金钢能发生二次硬化，即回火后变得更硬。
2 主要变量
与回火相关的变量会影响回火件的显微组织和力学性能，这些变量包括：回火工序主要取决于时间－温度关系。如果工序参数选择不正确，将影响回火脆性、非最佳应力释放、力学性能和残留奥氏体的转变。温度和时间在回火过程中也是相互依赖的变量。在一定的范围内，降低温度和延长时间通常可产生与提高温度和缩短时间相同的效果。然而，在典型的回火操作过程中，微小的温度变化比时间变化产生的影响更大。和许多热处理过程类似，回火温度比回火时间更重要。碳化物的分布和尺寸取决于回火的具体参数。例如在较低的回火温度下回火，显微组织仍然是具有针片状组织的马氏体，其由碳化物转变而来。相比之下，高温回火的最终结果是铁素体基体上弥散分布着细的碳化物。最终显微组织被称为回火马氏体的，其显微组织通常不包含马氏体。表1 中给出了一些碳钢和合金钢在不同回火温度下的硬度值。
和预期的一样，碳钢（图1 )和合金钢（图2 、图3 ) 回火温度越高，获得的硬度越低。和马氏体（仅碳影响马氏体的硬度）不同，淬火和回火（QT ) 后的合金钢的硬度高于相同碳含量碳钢经 QT 后的硬度。合金钢回火后可产生合金碳化物，它比碳钢中的铁碳合金（Fe3C ) 更硬。在较高的回火温度下，钢的韧性也得到提高，然而对于碳钢和合金钢（图4 ) 而言，在某中间回火温度范围内进行回火后韧性存在公认的下降现象。
▲图1 淬火碳钢在各种温度下的回火硬度
▲图2 与碳钢相比 合金钢中合金元素对抗回火脆性的影响a）Ni 的影响 b）Mn 的影响 c）Si 的影响▲图3 含有大量碳化物促进元素的钢回火过程中发生二次硬化▲图4 中碳低合金钢（碳质量分数为0. 40%和0. 50%)冷却速度影响回火钢性能的另一个因素是从同火温度开始的冷却速度。虽然拉伸性能不受冷却速度影响，但是如果钢缓慢冷却至 450~600℃ （840-1110℉）的温度范围，韧性（通过缺口试棒冲击试验测量）可能会降低，特别是钢中含碳化物形成元素时。伸长率和断面收缩率也会受到影响，这个现象称为回火脆性。
3 回火温度和回火阶段
前已叙述，回火过程中的温度是关键因素，因为随着回火温度的提高，显微组织的变化会加速。对于碳钢和低合金钢而言，格罗斯曼（Grossmann ) 和贝茵（Bain ) 给出五个实际温度范围，以便于讨论回火过程。①冷处理。这一过程或多或少，但通常是将大部分残留奥氏体转变成马氏体。②加热范围为95~205℃ (200~400°F) 时。在这一过程中的特定温度下，马氏体的正方体结构逐渐变成立方体，发生第一次碳的相变沉淀（非渗碳体）。
③加热范围为230~370℃ (450~700下）时。残留奥氏体发生分解并转变，基本上是等温转变成下贝氏体（除非先前进行冷处理，使得残留奥氏体转变成马氏体）。
④回火温度为370~540℃ (700~1000°F) 。 形成以渗碳体形态存在的碳化物。⑤回火温度为540~705℃ (1000~1300下）， 普通碳钢在这一温度范围内仅发生渗碳体的进一步聚集，但含有碳化物形成元素的合金钢在这一温度范围内回火时会形成非常细小弥散分布的富含合金的碳化物，发生渗碳体的再溶解，同时碳的沉淀物为特殊合金碳化物。这一反应往往导致明显的软化延迟，有时会有实质性的硬度增加，即二次硬化。
冷处理仅作为减少残留奥氏体的一种方法。其他的通常还会根据的各个阶段来描述回火温度，在这些相对不同的温度范围内显微组织发生改变。回火阶段是个粗略的说法，各阶段可能有相当多的重叠，这是因为当一个零部件被加热到越来越高的温度时，反应是连续进行的。尽管如此，各阶段还是可以通过各种研究来进行区分。
1）阶段Ⅰ, 过渡碳化物形成，马氏体中碳质量分数降低至0. 25% (通常从近似100℃到250℃, 或200~480℉）。2）阶段Ⅱ, 残奥转变成铁素体和渗碳体（200~300℃,或390~570°F) 。3）阶段Ⅲ，渗碳体和铁素体替代过渡碳化物和低温马氏体（250~350℃, 或480~660℉）。4）阶段Ⅳ, 在高合金和二次硬化过程中沉淀弥散细小的合金碳化物（图3 ) 。在淬火过程中或在室温保温过程中 , 阶段Ⅰ的回火常常伴有碳原子的重新分布，称为自回火或等温回火。因为阶段Ⅰ中回火前碳原子发生重新排列，从而会导致发生其他结构性变化。
（1）在95~200℃ (200~400°F) 回火
需要尽可能保留硬度和强度并适当提高韧性时，应在95~200℃ (200~400°F ) 范围内进行回火。在微观结构方面，会发生两个变化: 马氏体由正方体变成立方体，碳以渗碳体（Fe3C) 的形态沉淀或形成过渡碳化物。温度范围包括阶段Ⅰ回火，该过程甚至在室温下就开始，但程度有限， 一直到250℃ (480°F) 。低碳钢的阶段Ⅰ回火开始时，碳原子自己重新分布到低能量点，如位错。马氏体的部分正方体结构可能会消失，因为其碳的质量分数降低至0.25%。由于碳原子通过隔离位错点比形成过渡碳化物更降低自身能量，所以钢中碳的质量分数小于0.2%, 不会形成过渡碳化物。当钢中碳的质量分数大于0.2%时，原始的碳因沉淀聚集而发生偏析，非常细的过渡碳化物颗粒在马氏体上形核并长大。依靠形成过渡碳化物，马氏体基体上的碳含量将降低，其中包括 ε 碳化物（具有六边形晶体结构，近似的组成是Fe2.4C) 或n碳化物（FezC, 具有斜方晶系晶体结构）。ε 碳化物和 η 碳化物都比在高温回火形成的 Fe3C有更高的碳含量。当过渡碳化物形成时，马氏体仍保留一定程度上的正方结构，这是因为对比铁素体而言固溶体含有更多的碳。因此，当总的碳含量足够高时，阶段I的回火过程中会产生碳偏析，导致显微组织的多种缺陷，马氏体转变成低碳马氏体和过渡碳化物。阶段Ⅰ回火过程中也会发生物理性能的变化，如电阻率，它们可用于监测这些变化过程。但是，硬度不会降低太多；而实际上，对于中碳钢和高碳钢，硬度反而稍有提高。
（2）230~370℃ (450~700F) 回火
近似230~370℃ (450~700°F ) 的回火温度很少用于淬硬钢的回火。这是因为主要考虑高硬度时，在低于205℃ (400℉）进行回火，韧性为主要目标时采用高于370℃ (700℉）的回火。不采用这两个温度之间的回火工序，可能出于避免韧性降低的考虑，同时也因为无法获得高强度和高韧性。
230~370℃范围内的回火的主要特征包括两种已知的表现：残留奥氏体的显微组织发生变化，或多或少地等温转变成下氏体；回火温度提高会降低室温缺口韧性。这两种表现是毫无关联的。
1）残留奥氏体的减少
合金钢中残留奥氏体含量较高，特别是那些马氏体转变终止温度低于室温的钢。在200~300℃ (400~570°F ) 温度范围内回火会诱发残留奥氏体分解成渗碳体和铁素体，或下贝氏体，最终导致体积增加。当残留奥氏体以薄膜状存在（典型在晶粒边缘）时，渗碳体沉淀物以具有薄膜外观的一系列连续的颗粒存在。
在含碳量小于0.5%的钢中，如果存在残留奥氏体，其体积分数小于2%。例如在图6 中，4130钢和4340钢中的残留奥氏体（分别约有2%和4%的体积分数）在高于200℃ (400℉) 开始转变，到315℃ (600F) 转变完成。当残留奥氏体的体积分数减小时，渗碳体的原子分数增加。
▲图6 4130和4330钢中残留奥氏体的转变
和残留奥氏体含量降低一样，众所周知，在 230~370℃（420~700℉）范围内回火，见图4 。 会导致韧性降低。在200℃ (400℉）回火时，通常会提高韧性，但在260~315℃(450~700℉) 范围内回火时会发生韧性下降。这一效应称为回火马氏体脆性，它有别于回火脆性。考虑到韧性的下降，在工业生产中很少使
230~370℃ (450~700℉）的回火，普通碳钢和合金钢都是这样的。
（3）在370~540℃ (700~1000F) 范围内回火一旦回火温度超过370℃ (700下），就进入一个较宽的370~675℃ (700~1250℉) 回火温度范围。大量工业产品都在这温度范围内进行回火，包括那些韧性是首要要求的产品。当在这一范围内的低温阶段进行回火时，也就是说370~540℃ (700~1000°F) , 工件具有优异的韧性，同时还有合理的强度值。在这一范围内的高温阶段进行回火，即540~675℃ (1000~1250°F) , 适用于那些需要有最大韧性的零件，但这以牺牲强度为代价。370~540℃ (700~1000°F) 范围内的回火几乎完全用于普通碳钢和合金结构钢（不包括工具钢、轴承钢和表面硬化钢）。这一温度范围内回火的特征是韧性增加，同时硬度显著降低（强度也随之降低）。力学性能的变化是显微组织变化的结果：稳定碳化物的沉淀和聚集（最初的球化处理）。当然，硬度的降低范围很大：因为具有相对高碳含量的钢，淬火后则具有相对更高的硬度，所以回火后它们的硬度也在某一范围内，如图1 说明的那样。图1可以用于获得预期硬度的粗略向导，但需要强调的是这仅仅是粗略向导，且它仅适用于普通碳钢。表3 和表4 中列出了温度最高达650℃（1200℉）回火后4140钢，4150钢、1141钢、1144和1045钢回火后的典型硬度。
▼表3 4140和4150钢回火后的典型硬度
▼表4 1141、1144、和1045钢回火后的典型硬度
（4）在540~700℃（1000~1300℉）温度下回火540~675℃ (1000~1250°F）高温范围内回火可获得较高的韧性，但失去了淬火获得的大部分强度。尽管如此，淬火和回火工序仍然是合适的，因为与具有相同硬度的珠光体组织相比回火马氏体的韧性高很多。图4 阐明了一般情况下在一系列回火温度下回火后可以预测的韧性包括含0.40%和0.50%碳量分数和多种合金成分的钢火＋回火后预测的缺口冲击功值，以及在室温下进行V型缺口夏比冲击和悬臂梁试验。当用U型缺口代替V 型缺口时，可以预测冲击功值比这些显示值低。图4 所示的曲线包括各种合金成分。没有任何证据表明特定的合金或合金组合在相同的硬度下表现出优异的韧性。相反，如预测的那样，当对单一成分的钢进行大量的加热试验时，在相同碳含量的条件下，合金成分变化，会引起显著的韧性变化。对于碳和低合金钢而言（图4 ) , 虽然回火温度高于370℃ (700°F) 会提高韧性，但是延长加热时间或在450~600℃ (840~1110°F) 范围内缓慢冷却可能降低韧性（见图7 ) , 冷却速度的影响在图7 中的高温阶段更为显著。这一现象被称作回火
脆性。
▲图7 冷却速度对回火脆性的影响
4 回火时间和回火温度
回火时间和回火温度都会影响碳和合金元素的扩散，因此也会影响碳化物的形成和回火程度。为了保持一致性，降低对时间变化更少的依赖性，零部件一般在气体或电加热炉中回火1~2h。特尔宁（Thelning ) 建议的经验公式是炉子的载荷达到设定温度后每25mm (1in) 厚度回火1h 。AMS 2759 标准中也规定了各种碳钢和低合金钢的推荐回火条件。假如采用感应加热回火，则回火周期对温度和该温度下的保温时间非常敏感。一般来说知道所需的硬度后，可以根据图1、图2、图3 中曲线规定的温度决定所需的回火温度。无论如何，对考虑等效回火过程中宽范围的时间－温度组合是有用的，通常可采用短时高温完成回火。图8、图9、图10 所示的硬度与各种回火温度下的回火时间是一种回火数据的总结。除非发生二次硬化，当时间以对数形式存在时在大部分时间范围内硬度的变化接近线性。然而，这种方法是较费时的。因此开发出了参数法，描述回火过程中的 时间－温度 关系。
▲图8 1335钢回火数据总结
▲图10 各种温度和时间下4330钢的回火效应
这一关系类似于分析蠕变数据的 “拉升－米勒” 曲线，由霍洛曼－杰夫首先提出，作为低、中合金钢淬火后和在不同时间－温度条件下回火后的近似硬度的经验公式。从他们对各种钢的分析来看，常数C的取值范围为10~15, 取决于具体钢种。图11 所示为两个实例。a) w (C) =0. 310%的钢，C=15. 9b) w (C) =0. 356%的钢，C=14. 3除了获得大量的残留奥氏体，采用霍洛曼－杰夫方法还可获得合理、良好的相关性，图12 和图13 中所示的数据也来自霍洛曼和杰夫的数据库，其包含碳钢和低合金钢。高合金钢的数据（不锈钢和工具钢）没有在这两个图中给出，图12 和图13 分别提供了对机加工钢、锻造钢、合金钢和高碳合金钢估算回火过程中时间－温度影响的基础。（1）估算一个可获得相似回火硬度的等价 时间－温度 关系图 根据钢中的碳含量，采用图12 或图13 进行估算。图12 用于碳质量分数为0.15%~ 0.40%的钢。例如，假如质量分数为0.30%的钢在505℃ (940℉）下回火10h获得一定的硬度，那么回火1h要获得相同硬度温度是多少？在505℃ （940℉）回火10h落在图12 中的A点，A点位于硬度各异的 62HRC线上，此硬度线过1h线（B点），因此，在545℃ (1010°F) 下回火1h可获得相同的硬度。对于高碳钢（碳质量分数为0.90%~1.2%) ，图14 的应用方法相同。霍洛曼－杰夫（Hollomon-Jaffe ) 用稍微不同的方法来估计硬度的变化（图12、图13 ) 。对于无大量碳化物形成元素的钢，采用两种回火处理方法后获得的硬度差等于两个图中处理的洛氏硬度差值。当硬度小于20HRC 或回火前测得洛氏硬度数值少于3个的情况时，这个差异是不正确的。▲图12 机加工钢、锻造碳钢和合金钢（0. 15%~0. 40%C）举例：碳质量分数为0.3%的合金钢（图12 ) 。一含0.30%C、3%Ni 的钢在505℃ ( 940°F ) 下回火10h 后硬度为29HRC, 结果由试验测得，那么此钢在425℃ (800℉）下回火2h后的硬度近似为多少？在505℃ (940下）回火10h (点A) 落在线62上。在425℃ (800°F）回火2h (点C) 落在线 54上，差为62-54=8 。在425℃下回火2h后的硬度为8+29=37HRC。1095钢在 595℃（1100℉）下回火出后的硬度为34HRC, 由试验测得，那么此钢在 480℃（900℉）下回火4h后的硬度是多少？在595℃ (1100℉）下回火1h (点C) 落在线65.5上，在480℃ (900℉）下回火4h（点D) 落在线59.5 上，差值为65.5-59.5=6 。在480°C（900℉）下回火4h后的硬度为34+6=40HRC 。
在实际应用中，常量参数（C ) 随着钢种和硬度水平变化。像任何经验关系一
样、需要谨慎使用参数模型。这种方法的前提是假设淬火获得100%马民体后的硬度，没有残留奥氏体，另外给定分析显著超出钢的成分范围时也必须谨慎使用。
表5 中列出了一些例子中的拉森－米勒（Larson-Miller) 常量参数。
▼表5 不同材料回火过程时间－温度
分析中的常量参数C
格兰奇（Grange) 和鲍曼（Baughman) 对各种碳钢和合金钢进行了分析，指出对于一种给定的钢（4倍或更多的合金成分）， 其C值变化较大，平均值较小。不管怎样，在用试错方法最小化绘制点数据散差时，格兰奇和鲍曼推荐单一 C=18, 的碳含量，该值适用于多种碳钢（1026~1080 ) 和低合金钢（4027、4037、4047、4068、1335、2340、3140、4140、4340、4640和6145) 。要获得令人满意的回火数据，可利用以下参数方程建模：P= (F+460) (18+logt)x10E-3
式中，t为时间（h) ; P为回火参数。
图14 和图15 所示分别为普通碳钢和低合金钢的回火曲线。对于碳钢而言，变化的参数 P 和硬度以碳质量分数为函数自变量进行绘制的，图16 a) ，根据各种与时间和温度相关的参数值，图16 b） 提供了一种确定回火周期参数的方法。对回火过程中马氏体钢的时间－温度反应进行建模的方法有多种。特别值得一提的是一种颇有应用前景的方法，即使用人工神经网络（ANNs ) , 用非线性回归方法建立物理系统中的输入变量和输出变量之间的相关性。神经网络的出现可用于复杂经验模型的建模，发现数组数据中的基本关系和定量结构。
▲图14 普通碳钢的回火曲线
▲图15 低碳合金钢的回火曲线
P= (F+460) (18+logt)x10E-3
5 化学成分对回火的影响
图17a)所示，为碳质量分数对回火钢中QT（QT为调质钢）碳力学性能－硬度的影响。该图可作为决定其他元素影响低合金钢调质硬度的基础。所有合金都会增加回火过程中的抗软化能力即抗回火性 (如前述图2 和图3 所示）。在钢中加入合金元素的主要目的是增加淬透性。合金元素延缓软化的速率，特别是当进行高温回火时。因此，想要在给定的时间内获得给定的硬度，合金钢比碳钢需要更高的回火温度。合金元素可以分为碳化物形成元素或非碳化物形成元素，如镍、硅、铝和锰，很少甚至不会出现在碳化物相中，而是基本固溶在铁素体中，对回火硬度的影响很小。这些元素在钢中主要是通过铁素体固溶或基体晶粒尺寸控制硬化。碳化物形成元素（铬、钼、钨、钒、钽、铌和钛）形成合金碳化物，延迟软化过程。当以Fe3C形式存在时，碳化物形成元素的作用是最小的；然而在高温回火时，合金碳化物形成，随着回火温度提高，硬度缓慢下降。图18 和图19 显示了在不同回火温度下合金元素对抗回火软化性能提高的影响。强烈的碳化物形成元素如铬、钼，在超过205℃ (400℉）高温下提高回火温度时，其对抗回火软化性能的提高非常有效。▲图18 在205~480℃ (400~900"F) 下回火1h▲图19 在540~705℃ (1000~1300下）下回火1h硅在315℃ (600℉）下对提高硬度最有效。镍和硅导致的硬度提高可归功于固溶强化。镍在较高温回火下对提高硬度更有效。碳化物形成元素会使渗碳体聚集变慢并形成大量细小的碳化物颗粒。在一定的条件下，高合金钢的硬度可以切切实实地得到提高。这一作用，被认为是二次硬化。图4 b）显示了碳质量分数为0.35%的钢中钼含量对回火的影响。随着合金含量的增加，二次硬化作用的效果增加，可以发生各种合金元素的组合作用：铬在低温段比钼更趋向于导致二次硬化，铬和钼的组合作用产生一个相当平坦的回火曲线，与只有钼存在相比，在一定程度上较低的温度范围会产生峰值硬度。H11 钢和 H13 钢被广泛用作热作模具钢，其名义含量为：0.35%C、5%Cr、1.5%Mo、0.4%V 。图20 所示为H11钢的室温硬度与度的函数对应关系。因为三个碳化物形成元素的合适比例组合作用产生了一个非常平坦的回火曲线。在不同的回火时间（参数匹配）下，对H13工具钢回火后可获得相似的结果，如图21 所示。▲图20 H11钢的室温硬度与回火温度的函数对应关系
（1）合金元素的其他影响
除缓解硬化和二次硬化之外，合金元素还会产生许多其他影响。合金钢回火温度越高，释放的残余应力越多，且性能获得改善。而且，合金钢的淬透性要求采用更慢的淬火，所以淬火裂纹减少。然而，假如淬火冷却速度太快，那么较高淬透性的钢容易产生淬火裂纹。较高淬透性的合金钢允许使用较低的碳浓度，可获得指定的强度等级，改善塑性和韧性。残余元素常常是指钢中未被净化出去的元素，它们可能会导致脆性。已知产生脆性的元素有锡、磷、锑和砷。在本文“回火脆性”部分有相关内容阐述。
6 回火过程中的尺寸变化
体心正方晶格。马氏体的体心正方晶格比铁素体的体心立方晶格密度低。在回火过程中，低密度的马氏体会分解成铁素体和渗碳体，通常会发生体积收缩。然而，淬火后并不总是出现100%马氏体组织，因此随着回火温度提高，体积可能不会持续收缩，因为残留奥氏体会转变成低密度相。正如指出的那样，普通碳钢和合金钢中的残留奥氏体在阶段Ⅰ回火会转变成贝氏体或铁素体［见本文230~370℃ (450~700°F) 回火内容]。这将导致体积增加，因为奥氏体比铁素体和贝氏体具有更高的密度。当某些合金钢回火后，一些残留奥氏体在从回火温度开始冷却的过程中可能会转变成马氏体。回火过程中当合金碳化物沉淀时，残留奥氏体的马氏体开始转变点提高，一些奥氏体会转变成马氏体。图22 所示为回火过程中01工具钢板尺寸的变化。对钢板分别采用两个不同的淬火温度和保温时间进行淬火，冷却到室温后，尺寸发生变化，图示回火温度为400℃ (750°F) 。40℃和10min的变化对尺寸变化的影响可以忽略不计。在200℃
（390°F) 回火时，会伴随钢板在各方向的轻微收缩。在更高的回火温度下，尺寸会增大，在300℃（570°F) 增大得最多，过后尺寸又减小。在300℃（570°F) 下体积增加这是由于残留奥氏体转变成贝氏体。在400℃ (750°F) 下，尺寸恢复，更接近于淬回火前的原始值。
(4inx2inx0. 7in) 。钢材沿长度方向轧制
7 拉伸性能和硬度
硬度测量一般用于评估碳钢和合金钢低温回火后的拉伸性能。图23 和图24 所示为两种调质钢（QT钢）的硬度和拉伸性能，其反应一般是相似的。
▲图23 回火温度对室温下1050钢力学性能的影响。概括为1050钢一次加热并锻造成直
径38mm（1.5in）大小，然后水淬并在各种温度下回火。钢的成分0.52%C, 0.93%Mn
钢棒化学成分为：0.41%C, 0.67%Mn,0. 023%P,0.018%S, 0.26%Si, 1.77%Ni,0.78%Cr, 0.26%Mo
目前已开发出 QT 钢和低合金回火钢的硬度和抗拉强度的换算关系经验公式。例如，雅尼茨基（Janitzky ) 和巴亚茨（Baeyertz ) 评估了很多调质钢的拉伸性能（见图25) , 显示出布氏硬度值和抗拉强度大概成线性关系，抗拉强度（TS ) 可以表达为如下米制单位公式：
▲图25 几种 QT钢（SAE 1330、2330、4130、700℃ (400~1300°F) 范围内各种温度下回火例如，钢的硬度为363HBW, 那么估算的抗拉强度为1265MPa, 转换值为183ksi (接近于图25 中的绘制数据）。调质钢的抗拉强度与其他拉伸性能也有很强的联系（图26 、图27 ) 。这个范围的拉伸性能为结构设计师在选择使用回火碳钢和低合金钢时提供很多选项。▲图26 几种油淬火钢（6145, 4645, 4145,3240,3145, 2345, 4340) 在200~700℃
▲图27 几种水淬钢（3130、6130、2330、
4130、1330)在200~700℃ (400-1300°F)
下回火后的拉伸性能
QT钢的硬度也可以使用格兰奇（Grange ) 等人发布的方法进行预测。硬度的一般公式是：
HV=HVC+ΔHVMn+ΔHVP +ΔHVSi＋ΔHVNi＋ΔHVCr+ΔHVMo+ΔHVV
式中，HV是估计的硬度值（维氏）。
为了使用这一公式，必须依据图17 a）确定碳的硬度值。例如，首先假设回火温度为540℃（1000℉）， 钢的碳质量分数为0.2%, 回火后HVC值将为180HV。其次，必须依据图18 或图19 确定各合金元素的作用。为了说明怎样使用格兰奇（Grange ) 等人提出的使用方法，使用图24 所示的相同类型的4340钢。钢的化学成分为：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。假设回火温度为540℃ (1000℉）， 估算的碳硬度值为210HV。从图17 a）看来，各种其他合金元素的硬度值见表6。
根据图24, 在540℃ (1000℉）下回火后硬度值为363HBW 。依据硬度换算表（ASTM E48 换算表）， 布氏硬度 363HBW 等同于维氏硬度 383HV，计算出的380HV (在前面的表中）非常接近于这个实际测量值。因此，此方法可用于估算低合金钢淬火＋回火处理后的硬度值。回火后硬度的变化。图28 所示为1046钢锻造产品回火后获得的室温硬度变化范围。因为原始显微组织结构存在差异，使得回火后硬度的波动非常频紧，在短时或更低温度周期原始显微组织对同火硬度的影响更显著，如图29 所示。
a) 淬火态 b) 在510℃ (950°F) 下回火1h当原始显微组织相同，温度控制是控制回火过程中的最重要的参数。一般情况下，回火温度控制在±13℃范围内就足够了，处于绝大多数炉子和熔盐设备的实际控制范围内。除非力学性能要求非常宽泛，温度波动很少允许超过±6℃ (±10℉）。淬火操作如下：将1046钢加热到 830℃ （1525°F ) 并在碱液中淬火。锻件在连续网带炉中加热并一个个倾倒在搅拌的碱液中淬火。每个锻件质量为9~11kg , 最厚截面 38mm (1.5in) 。
8 韧性和脆性
QT钢易于呈现出不同类型的脆性。一些是因为回火过程中结构的变化，如回火马氏体脆性和回火脆性；然而，另外一些是因为环境对淬火＋回火显微组织的作用，如氢脆和液态金属脆性。本节的重点是脆性与回火工序。图30 中给出了淬火钢断裂行为的克劳斯（Krauss ) 示意图，其中包含回火马氏体区域和回火脆性区域。当碳钢和低合金钢在450~600℃ (840~1110°F) 下延长回火时间时，会发生回火脆性（TE ) 。高温回火后缓慢冷（图7 ) , 其作用更为明显。超过这一温度范围暴露后缓慢冷却也会发生回火脆性。大多数情况下，短时的暴露或快速冷却时，这一温度范围内回火后，回火脆性减小。然而，当热处理大截面件时，这种操作不太可能实现，因此会产生回火脆性。在高于脆性温度（＞600℃ 即1110°F) 下再次回火可消除回火脆性，随后在这一温度范围内快速冷却，韧性恢复。因为具有回火脆性的钢可以通过加热到约575℃ (1065°F ) 来消除脆性，保温数分钟，随后快冷。消除脆性的加热时间取决于存在的合金元素和重新加热的温度。消除脆性会伴随杂质在晶粒边界的重新分配。导致回火脆性的原因被认为是含有微量元素的化合物的沉淀，如锡、砷、锑和磷，以及铬或锰。相对少量（0.01%或更少）的杂质，如磷、锑和砷已经证实与回火脆性有关。回火脆性产生的原因是杂质在晶界的偏析和破坏力。这导致晶间断裂
形貌，这种晶间断裂暗示着脆性发生在原始的奥氏体晶界上。
已知锰质量分数小于0.5%的碳钢不会产生回火脆性，但大量添加锰时会易于引起这类问题。其他合金元素，如铬和镍也会促进回火脆性，而且其单独存在比合金化结合时的作用弱。铬－镍钢和铬－锰钢中发现最强的脆化作用，非常纯的合金钢不会产生回火脆性。与磷诱发回火脆性相比，钼元素可产生有益影响的观点已被认知很多年。添加少量钼（0.2%~0.3%) 可显著延迟回火脆性，但更多的钼不会产生额外更好的改善。虽然钼元素是一种有效降低回火敏感性的元素，但必须要解决的是钼金属碳化物的沉淀。为了避免这种沉淀，在钢中加入钒。相对钼和铬而言，钒是一种很强的碳化物形成元素。钒首先形成MC 型碳化物，改变钼－碳和铬－碳的比例。增加钼－碳的比例有利于形成 Mo2C 型碳化物，增加铬－碳的比例有利于形成Cr7C3 碳化物。这些变化延缓了钼作为碳化物的沉淀析出。当钼不在铁素体中固溶时，那么磷易于偏析并产生脆性。钼的作用在于抑制回火脆性，相当于提高钢的纯度。总的杂质含量（硫加磷加非铁类元素加气体）以每百万分的原子数表示，其值大致如下：①1500×10E-6为常规纯度（对应于大气－电弧－熔化，钢中一般的量）。②1000×10E-6为纯度非常高的钢（对应真空熔炼炉）。③500×10E-6为优等纯净钢（对应真空熔炼炉并使用非常纯的原料）。当使用相对较纯的钢（杂质超过1500×10E-6, 而且磷超过0.01%) 时，钼元素独一无二的降低回火脆性的作用非常重要。在生产的高纯度钢（杂质低于500×10E-6而且磷超过0.001%) 中钼不是必要的合金元素，这种钢不容易产生回火脆性。
（2 ) 蓝脆
将普通碳钢和一些合金钢加热到230~370℃ (450~700°F) 时可能会提高抗拉强度和屈服强度，降低塑性和冲击强度。因为试样表面会产生发蓝的回火色，故这种脆化现象称为蓝脆。蓝脆是一种加速的应变－时效脆化形式，其产生原因是在临界温度范围内碳化物或氮化物沉淀硬化。如果添加占用氮的元素到钢中可排除该问题，如铝和钛，当钢加热到蓝脆加热温度范围将发生变形，并最终使得冷却到室温后的材料硬度和抗拉强度提高。假如应变率提高，则蓝脆温度范围提高。
（3 ) 回火马氏体脆性（TME )
当高强度合金钢在200~370℃ (400~700℉）温度范围内回火时，会产生回火马氏体脆性。回火马氏体脆性也被称作350℃ (或500℉）脆性，虽然据报道最大的变化发生在约 315℃ (600℉）。虽然脆化温度范围是可变的，但为了防止出现回火马氏体脆性，避免处于这一温度范围内还是非常有必要的。回火马氏体脆性与回火脆性在除了脆化温度范围外很多方面都有区别。首先，如上所述，回火脆性是可逆的，而回火马氏体脆性是不可逆的。一旦出现回火马氏体脆性，没有一种热处理可以逆转这种影响，除了将钢重新奥氏体化并淬火，并且后续在不会发生回火马氏体脆性的温度范围内回火。当有需要时，可以对脆化的钢进行退火处理，以恢复其最大抗冲击性能。原理上，回火马氏体脆性是一个比回火脆性更快速的过程。回火马氏体脆性发生在正常回火阶段第一个小时内，和截面尺寸或回火后冷却速度等无关。形成鲜明对比的是，回火脆性需要几个小时才能形成，同时比较重要的是主要为大截面件在高温回火（脆化温度范围）并缓慢冷却几个小时通过临界脆化区域范围内才会。因此，回火脆性有时被称作两步回火脆性，而回火马氏体脆性有时被称作一步回火脆性。回火马氏体脆性发生在回火阶段，ε 碳化物变成渗碳体。在钢中发生变化的主要是回火马氏体组织，但钢具有回火下贝氏体组织时也容易产生回火马氏体脆性。其他组织，如上贝氏体和珠光体／铁素体，在这区域内回火不会产生脆化。钢在这一温度区域内回火后的冲击韧度低于在小于马氏体回火脆性（TME) 温度区域回火后的冲击韧度。图31 显示了各种磷和碳含量的铬－钼钢的冲击吸收功与回火温度之间的函数关系。该图还显示了低合金钢中磷和碳对冲击韧度的影响。钢在250~ 300℃ (480~570°F) 范围内回火后冲击韧度会下降。较低磷含量的钢比较高磷含量的钢具有更高的冲击韧度。另外，随着碳含量的增加，冲击韧度降低。▲图31 4130钢、4140钢和4150钢在900℃导致回火马氏体脆性（TME ) 的原因不能被认为是导致回火脆性（TE ) 的原因。虽然许多研究已经表明断裂是部分或大部分晶间断裂，特别是在约356℃（6665）下回火，但也有其他的研究发现具有穿晶断裂。这种差异可能会影响人们对回火马氏体脆性（TME ) 机理的解释。目前，对回火马氏体脆性（TM E) 的主要解释是基于原始奥氏体晶界上杂质和渗碳体沉淀的影响。较早时一些研究总结导致产生回火马氏体脆性（TME ) 的原因是品界上沉淀出薄片状渗碳体。然而，非常低碳含量的钢也产生回火马氏体脆性（TME ) , 同时残余杂质也被证明是导致 TME 至关重要的因素。使用低杂质（特别是磷）含量的钢，可以防止杂质偏析导致的脆化。钢含有杂质或强烈碳化物形成元素时易于产生回火马氏体脆性（TME) 。在回火马氏体脆性（TME ) 中可观察到晶间断裂和穿晶断裂模式。TME晶间断裂较普遍，且与奥氏体化过程中奥氏体晶界上的磷偏析有关。然而，在原先奥氏体晶界上存在的磷不会充分发展而导致 TME 。对于TME晶间断裂模式而言，磷和渗碳体之间的相互作用是必要的。奥氏体化过程中奥氏体品界上杂质（如磷）的偏析和回火过程中在原始奥氏体晶界上形成渗碳体，是形成 TME 晶间断裂模式的原因 。回火马氏体脆性（TME ) 穿晶断裂模式可能与薄状碳化物厚度有关；较薄的碳化物导致薄壳断裂，厚的碳化物促进穿晶解理。在中碳钢回火过程中，平行的板条马氏体之间形成渗碳体，导致TME穿晶断裂模式发生。回火过程中，淬火中碳钢的板条马氏体之间的残留奥氏体转变成薄片状渗碳体。在A4340钢中可观察到另一种类型的 TME 穿晶断裂，它是由于残留奥氏体分解形成渗碳体产生的裂纹诱发而来的晶间解理。在一些低碳钢中，脆化和碳化物的形态提供了大量显微裂纹形成和微孔聚集与长大的位置。发生断裂的同时伴随微小的塑性变形。在碳钢中添加硅可提高TME 发生的温度范围，这是因为硅延迟了板条马氏体上的 ε 碳化物转变成渗碳体，同时延迟了更高温度下晶界上渗碳体的粗化。采用4140 钢的调查显示，奥氏体化温度会影响TME 。高的奥氏体化温度倾向于发生脆性破坏模式，即使在试样中显示实际缺少磷偏析。由于回火过程中更密集的碳化物沉淀和长大，高的奥氏体温度也会促进碳化物溶解进奥氏体。
9 回火设备
回火设备的选择主要取决于需要的温度和数量及类似需要处理的工作。此外，设备的选择还取决于是大批量回火（将整个零件浸在炉内足够长的时间）， 还是局部加热零件某一部分（见后续 10 “特殊回火工序” ）。需要的温度由预备热处理和回火后获得的性能决定。大批量回火需在对流炉或熔化的盐、热油或熔化的金属中进行。炉型的选择主要取决于零件的数量和尺寸及所需温度。表7 中给出了四种回火设备的温度范围和使用条件。
（1 ) 气体对流炉
通常用得最多的回火设备是再循环或强制对流炉，包括连续带输送式、滚筒式或步进梁式系统，以及周期式设备如箱式炉或井式炉。
强制循环空气是使用最普遍和较有效的回火方法，因为它适用于多种炉型的设计，以适应各种产品和生产能力。此外，金相结果较好，同时成本低。一般而言，对流炉的设计温度为150~750℃（300~1380°F) 。对于温度高于550℃ (1020°F) 的情况，循环的热空气由与工作区域隔开的炉腔提供，并吹向产品，避免了辐射管加热不均匀。对于温度550～750℃ (1020~1380°F) 的情况，使用强制对流加热或辐射加热，这取决于产品的金相要求。为了获得更精确的金相性能控制，使用强制对流加热；但如果是为获得更高的效率，使用辐射加热，因为温度接近750℃ (1380°F）时，辐射加热的传递效果更好。气体对流炉设计中最重要的阶段是确定正确的强制气流的量。鼓风机的目的是提供足够的热空气到所有的工作区域，使用这种方法在热物理允许的条件下可以有效地加热产品。产品的类型和加工的材料决定了所需强制气流的量，这些都是在操作温度下测量。与风扇制造商协商有助于获得最大效率的热传递。对流炉的加热可采用电、气或油来实现。在绝大多数对流炉设计中，可采用双加热源，如气和电。当有缺点存在或比另一种选择有成本优势时，允许超过一个选择。温度控制是通过将一个热电偶放在循环系统的热风侧并靠近产品来实现的。当采用这一技术时，过热危险可降至最低，而且可处理各种尺寸的产品。这种方法也允许处理时间（保温时间）随热电偶位置的移动而变化，但仅限于炉子尺寸范围内。温度一般保持在±5℃ (±9°F) 范围内。假如使用现代的控制器，那么应正确安装导流板被同时安装炉帘。当产品数量较少或当零件尺寸、外形和力学性能不同时，连续炉不能获得有效利用，但间歇炉更适合这种操作。连续炉用于这种应用时，炉子温度上升或下降会损失生产时间。有时，当加工工艺改变了，必须在炉内放置随炉料， 加速温度下降，获得所需温度，或必须停止生产直到温度稳定。盐浴炉必须用于160℃ (320°F)和以上的温度。盐浴中良好的热传导和自然对流提高了零件被加热温度的均匀性。零件浸没在熔盐前必须先去除所有的水分，因为热盐与水分会发生剧烈反应。假如脏的或带油的零件浸在盐浴中，盐会被污染，同时需要更频繁的矫正。采用化学或气态化合物进行矫正，控制溶解的氧在适当范围内。用碳棒去除不溶金属。所有在盐中回火的零件从盐中取出后必须尽快清洗，因为粘在表面的盐吸湿，会引起严重的腐蚀。具有小孔或盲孔的零件较难清洗，不应该在盐中回火。表8 中提供了常用回火盐浴的成分和温度范围，并按标准 MIL-S-10699A 进行分类：① 1类和2类盐相当稳定，很少需要矫正。假如转移时从高温盐浴带入氯化物，它们将导致回火盐浴黏度的增加。氯化物可以通过细的纱网过滤除掉，或者通过冷却并将不溶性氯化物作为沉淀物处理。偶尔会有碳酸盐过多的情况，它们可通过与稀硝酸发生反应来去除。不能超过温度上限，否则盐氧化非常强烈。② 3类盐很少需要矫正。但是，它们的高熔点（近似560℃即1040℉）严格限制了工作温度范围。而且，当温度超过约705℃ (1300°F) 时会导致钢脱碳。③ 4类盐均为氯化物中性盐，较稳定。它们很少需要矫正，最低工作温度也应高于595℃ (1100℉）。④ 4A类盐与4类盐类似，但含有氯化钙，使得其最低工作温度降低到550℃ (1025℉）。这些盐的上限使用温度比4类盐更严格。
回火用油浴设备的设计与盐浴相似，或者也可将钢槽放在热的平板加热器上，
效果更令人满意。此外，也可将电加热元件浸在油池中。油浴设备使用中，搅拌至关重要，可保证温度的均匀性和满意的油的寿命。简单地，可采用电炉类似的温度控制，但应避免局部超温，防止发生火灾和油的快速老化分解。具有适当量程的标准热电偶可用于检测油的温度。
在热油浴中低温回火是一种简单而且廉价的方法，特别适合将零件在某一温度下保持较长时间。在没有特别的通风和防火装置的前提下，实际工作温度的上限约为120℃ (250°F) ; 有预防措施的条件下，约为250℃ (480°F) , 预防措施为特别充分的通风系统或惰性气体覆盖系统。当需要的回火温度超过205℃ (400°F) 时，盐浴往往比油浴的效果更好。回火油必须抗氧化，同时闪点远高于操作温度。通常使用得最多的油是高闪点石蜡基油，并添加抗氧化剂。分级淬火油也能用于回火。回火用熔化金属浴被盐浴广泛代替。使用时，商业用纯铅的熔点约为 327℃
（620°F) , 已被证明是最适合所有金属和合金。对于特殊应用，采用具有更低熔点的铅基合金。
铅很容易氧化。尽管铅本身不黏着在干净的钢表面，但铅的氧化物黏着在钢的表面是个问题，特别是在高温下。在通常使用的温度范围内，熔浴的薄膜层将保护铅浴，零件较易清理。超过480℃ （900℉）时，颗粒状的碳质材料如木炭，可以作为保护覆盖。由于比气态气氛具有较高的热传导率，铅对局部快速加热和选择性回火较有利。典型应用就是球关节的回火。将零件进行渗碳处理并淬火至表面硬度最低为 59HRC, 心部硬度为30~40HRC, 螺纹和锥面在铅浴中回火可获得表面不高于40HRC的硬度。因为铅具有很高的密度，零件在熔铅中会飘浮在表面。浸入到铅浴中前所有的零件和工装必须保持干燥，防止形成水蒸气导致熔铅飞溅。操作人员必须穿戴防护设备，防止铅中毒；此外，还需要风帽和通风装置。对于气体和电加热，通关型电位开关可将热电偶处的回火温度控制在±6℃ (±10℉）范围内。采用比例控制方式，利用这些仪器可将热电偶处的温度控制在±1℃ (±2°F) 的范围。
10 特殊回火工序
偶尔也需要采用特殊的工艺来获得特定的性能，如蒸汽处理派生出的工艺或使用保护性气氛。依靠循环加热和冷却等，特定钢的回火机理也得到增强，特别重要的工艺是在零下温度和回火温度之间采用循环处理，以增加残留奥氏体的转变。名词术语为“多次回火”的工艺，也用于过程加工，在实际回火前常采用中间回火用于校直件的软化，其目的是获得期望的韧性和塑性。对零件采用选择性回火或局部回火，可在相邻区域获得非常明显不同的硬度。这种方法用于完全硬化件的局部区域软化或选择性硬化区域的回火，目的是提高机加工性能、韧性或选择区域内抵抗淬火裂纹的性能。感应回火和火焰回火通常是使用最多的选择性技术，因为它们具有局部加热可控性质。将选择的区域浸在熔化的盐或金属中也可实现，但缺少可控性。錾子、凿子、冷弯成形的铆钉加厚端、渗碳件螺纹部分都的退火都是典型应用。焊接热影响区期望得到一个较低的硬度时，也可用局部回火进行焊接区域的预热和焊后加热处理。选择性回火将选定区域加热到所需的回火温度，而不需要将零件其他部分加热到这一温度。感应加热圈、特殊火焰喷头、浸在铅浴或盐浴中等方法均可实现这种选择性加热。选择性回火可采用散焦激光和电子束等装置。感应加热和火焰加热技术一般用于大批量生产并且最容易控制。对比其他技术，采用低频（3~10kHz ) 感应加热和盐浸泡能获得更深的透入度。浸在盐浴或铅浴中能获得快速加热的选择性回火，通常有必要的是浴池温度必须远高于期望的回火温度。因此，浸泡时间成为获得期望结果的控制因素。因为铅有很高的热传导率，比盐更有效。其他因素，如工装拆解、零件外形、加热频率和成本也会影响回火设备的选择。在感应回火过程中，同样的加热系统可同时用于淬火和回火。①缓解不规则形状碳钢和合金钢零件的淬火和校直应力，从而减少变形。②消除轴承零件和齿轮块中的残留奥氏体并提高尺寸稳定性。许多高强度钢部件的抗拉强度超过 1720MPa （250ksi) , 其在最终热处理前需要进行加工。为减小变形并满足严格的尺寸要求，这些零部件如气缸、压力容器和薄件，在淬火和回火过程中或仅在回火过程中采用工装固定。外部环、内芯棒、千斤顶、螺杆、压块、楔形块、模具和其他机械装置可用于帮助尺寸校正。因为钢中含有碳和合金成分，淬火中或淬火后如果冷却到室温，则容易产生裂纹，可能的原因是淬火过程中产生很高的残余拉应力，最根本的主要原因是热梯度、截面厚度的突变，脱碳或其他淬透性梯度。另一个潜在的开裂原因是淬火介质污染和后续淬火中的剧烈变化。因此，对含碳质量分数超过0.4%的碳钢和碳质量分数超过9.35%的合金钢，推荐零件淬火时在冷至100~150℃ (212~300℉）前转至回火炉内。许多热处理操作使用淬火油回火或避免冷至低于125℃ (255℉）。对该种类型裂纹敏感的钢有1060钢，1090钢，1340钢、4063 钢、4150 钢、4340 钢、52100 钢，6150 钢、8650钢和9850钢。其他碳钢和合金钢一般对这种延迟淬火裂纹敏感性低，但会因零件外形或表面缺陷会导致裂纹，这些钢包括 1040钢、1050钢、1141钢，1144钢、4047钢、4132钢、4140 钢、4640 钢、8632 钢，8740钢和9840钢。还有一些钢如1020钢，1038钢，1132钢、4130钢、5130钢和8630钢则对此不敏感。回火前，零件应该淬火至室温，以确保绝大多数的奥氏体转变成马氏体并获得最大淬火硬度。奥氏体残留在低合金钢中，经过加热回火，转变成中间组织，硬度降低。然而，中高合金钢中含有奥氏体稳定化元素（比如镍）， 经过回火加热后残留奥氏体可能会转变成马氏体，因此这此钢需要额外的回火（两次回火）， 以缓解转变应力。低温及时回火。淬火后在室温下容易产生裂纹的钢淬火后（最终回火前）应立即进行低温回火处理。尽管许多渗碳件不回火就可以使用。但表面渗碳硬化零件经回火处理后韧性和弯曲强度可得到提高。表9 中概括了多种渗碳钢回火对力学性能的影响。在150~200℃ (300~400℉）范围内回火确实有利于韧性和弯曲强度。为保留耐磨性的渗碳件，一般在 150~200℃ (300~400°F)范围内回火。当然，也可以采用更高的回火温度，以获得一定的冲击韧度或高负荷耐久性。例如，赛车齿轮，回火温度高达425℃ (800°F) , 还具有较高的载荷状态。▼表9 气体渗碳后淬火+回火的无缺口夏氏棒料的冲击值
当选择渗碳件的回火温度和回火时间时，必须综合考虑韧性、强度和硬度，以及对残余应力和残留奥氏体的影响。回火降低了硬化层的压应力和心部的拉应力。当试图获得最高表面性能时，在牺牲整体韧性的前提下保留良好的残余压应力，心部性能不能通过回火控制。图32 所示为回火对残余应力的影响。残留奥氏体的转变和硬化层、心部相对体积的变化是残余应力随温度变化而变化的主要原因。残留奥氏体影响性能不同。考虑到耐磨时，减少残留奥氏体显然是合适的，并且提供了尺寸稳定性，但是一
些残留奥氏体好像对接触疲劳耐久性较有利。
除了马氏体和残留奥氏体外显微组织的回火也是回火的特殊应用。马氏体和
贝氏体回火行为的主要差异是少量的碳固溶在贝氏体中。贝氏体组织对回火不敏感，因为大部分碳以粗大碳化物存在，几乎没有对强度的提高作用。
含有大量下贝民体组织的反应，近似于马氏体的碳化物长大和聚集等现象。通过受控或相对缓慢的冷却可得到上贝氏体和细珠光体，其反应是简单的碳化物长大和最终铁索体再结晶。图33 中显示了在这种情况下的回火软化。图34 中显示了在近似相同硬度的条件下正火和回火、淬火和回火组织的冲击性能。
a) 1095钢在565℃ (1050F) 下不同时间的回火4340钢调质至29~30HRC或正火＋回火至31~33HRC后夏氏冲击值随温度变化关系马氏体和贝氏体转变后的残留奥氏体性能也是不一样的，贝氏体组织下的残留奥氏体非常稳定，高温回火会发生分解。但即使高温回火以后，上贝氏体组织钢中仍含有非常明显的奥氏体。贝氏体钢含有强烈的碳化物形成元素如铬、钒、钼和铌，也拥有二次硬化峰值。对比马氏体组织，反应较慢，因为贝氏体中的碳化物较粗大
11、 感应加热回火
丰富的生产经验已经证明，感应回火在许多商业应用中获得成功。从冶金原理上来说，感应回火成功的根本可能性是用短的回火时间和高的回火温度。从经济性方面考虑，感应回火被证明特别适合生产线自动化。由于载荷和耐磨性要求的不同，许多机械零件的截面也不同。通常，均匀回火获得单一硬度水平的前提下对性能妥协，从而达到这种要求的变化。然而，采用选择性回火调整各截面力学性能达到特别的要求从而获得优异性能是非常明显的。在一定的限制条件下，感应回火是一种达到这一要求的较经济的方法。这些限制就是零件的形状和尺寸能与感应器匹配，使得关键截面均匀加热，获得希望的温度。虽然对于一些零件这是行不通或不切实际的，但对许多零件来说，可以通过选择性回火使得同一零件获得不同的硬度，由此改善质量。感应回火的一个关键性的优势就是与设备生产线的集成，从而可以避免过多的处理工作。达到劳动力成本最小化。通常情况下，回火操作对于淬火操作而言很关键，或者同一设备可同时用于感应淬火和回火。回火时仅更换工作线圈或降低功率密度和加热时间。因为回火是在低于转变温度Ac1下进行的，故通常使用低频率的感应回火装置，这些装置在大截面件回火，将表面到心部的温度梯度最小化时是很有必要的。频率的选择主要与需要加热的深度有关。需要指出的是工频（60Hz ) 可用于25~50mm或更大一点的（1~2in ) 零件的回火。感应回火渗碳螺纹时采用低频率和低电流密度特别重要。考虑到较短的周期和较高的频率会使螺纹顶部重新淬火，因此导致螺纹失效。因为通常感应回火的目的是使得整个横截面获得均匀的硬度，而不是加热表面，感应器中的功率密度一般较低，为0.08~0.8W/mm²（0.05~0.5kW/in²) 。可根据经验、试验或表10 中提供的数据来选择功率密度。此外，加热时间相对较长，有助于整个零件获得均匀加热。为达到生产要求，可以增加感应器的长度，或同一时间内加工一个以上的零件。
一般来说，在对回火产品进行硬度测试的基础上，可以通过选择功率密度和调整线圈的进给速度来实现感应回火的控制。通过使用特殊的辐射高温计和高速控制器，实现回火温度超过425℃ (800℉）的自动控制。这样的安排可用于改变连续扫描操作的速度或控制功率。从根本上而言，为补偿感应的短时加热，感应回火的温度必须高于常用的炉回火温度。图35 显示，1050钢自855℃ (1575℉）在盐水中淬火，回火时间从电炉回火的1h 缩短至感应回火的60s和5s ， 及为获得给定的硬度值需要提高的回火温度。将小截面的零件加热到回火温度后可立即空冷，但是对更大截面零件在冷前应缓慢加热或进行短暂的保温（5~60s) , 使得热量渗透传导。功率密度、行进速度和感应器长度决定了回火时间。霍洛蒙－杰夫（Hollomon-Jaffe ) 方程和传统的回火曲线虽然很有用处，但使用的前提是感应回火马氏体。首先，必须记住的是回火温度是有上限限制的，不应该无限制提高。这限度就是A1 温度（快速加热时为Ac1 ) 。在这一温度下，碳化物开始溶解。其次，必须意识到适用关系使用的前提是在固定温度的短时回火，也就是说等温回火处理。换句话说，当加热时间与实际保温时间是相同数量等级时，必须考虑到工件的温度在一瞬间达到回火温度。对于快速加热过程（如感应加热），可以用霍洛蒙－杰夫概念的一种简易延伸推导出特定的时间－温度历史计算方法。对应于连续阶段的一个恒温加热区间，通过计算等效时间 t* 来实现。图36 说明了一种做法。这里，感应回火周期，见图36 a) 由加热部分和冷却部分组成，后者冷却速度较低。总的连续周期被分解成若干很小的时间增量，每一个增量时间 Δti 以平均温度Ti 为特征。可以假设近似等温处理的温度为连续周期的峰值温度，或“T” ，然而，等温周期的温度规范是随意的。将近似等温周期的温度定义为T*， 有效回火时间为t*, 就可估算这一周期，这是通过增量 t* 或 Δti 来解决问题。对于连续处理，可使用方程Ti (C+logΔti )=
T* (C+logΔti*）。将连续周期每一部分的 Δti* 进行求和得到总的有效回火时间 t* ， 在温度T* 下， 图36 b ）显示了有效回火参数T* (C+logt*） 。
在使用这一方法时，选择 Δti* 应该谨慎。这些时间增量应该选择得足够小，使得增量中的温度变化不是太大，因此保证获得一合理的平均温度Ti 并用于上述表达式中。对于从室温连续加热到典型感应回火温度，每个 Δti* 近似于0.005~0.01倍的 t总，这里的 t总 为总的加热时间，由此提供了足够的计算精度。估算有效回火时间的另一个需要考虑的事实是回火钢一般空冷防止变形。冷却速度一般比加热速度低得多，在冷却周期高温阶段大幅增加了时间。因此，冷却阶段发生的回火也应该包含在有效回火参数中。为了做到这一点，必须测量冷却速度或从热传递分析方面进行估算。有效回火时间增量 Δti* 可以从这一冷却曲线和先前提到的关系进行估算，在据公式T* (C+logt*） 计算有效回火参数前将它们加到周期的加热部分。
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