1.回火的定義與目的
鋼件在淬火狀態下有以下三個主要特征。
（1）組織特征
根據鋼件尺寸、加熱溫度、時間、轉變特征及利用的冷卻方式，鋼件淬火后的組織主要由馬氏體或馬氏體＋殘余奧氏體組成，此外，還可能存在一些未溶碳化物。馬氏體和殘余奧氏體在室溫下都處于亞穩定狀態，它們都有向鐵衆體加滲碳體的穩定狀態轉化的趨勢。
（2）硬度特征
由碳原子引起的點陣畸變通過硬度表示出來，它隨過飽和度（即含碳量)的增加而增加。淬火組織硬度、強度高，塑性、韌性低。
（3）應力特征
包括微觀應力和宏現應力，前者與碳原子引起的點陣畸變有關，尤其是與髙碳馬氏體達到最大值有關，說明淬火時馬氏體處于緊張受力狀態之中；后者是由于淬火時橫截面上形成的溫差而產生的，工件表面或心部所處的應力狀態是不同的，有拉應力或壓應力，在工件內部保持平衡。如不及時消除淬火鋼件的內應力，會引起零件的進一步變形乃至開裂。
綜上所述，淬火工件雖有髙硬度與髙強度，但跪性大，組織不穩定，且存在較大的淬火內應力，因此必須經過回火處理才能使用。一般來說，回火工藝是鋼件淬火后必不可少的后續工藝，它也是熱處理過程的最后一道工序，它賦予工件最后所需要的性能。
回火是將淬火鋼加熱到Ac1以下的某一溫度，保溫一定時間，然后冷卻到室溫的熱處理工藝。它的主要目的為：
（1）合理地調整鋼的硬度和強度，提高鋼的韌性，使工件滿足使用要求；
‚（2）穩定組織，使工件在長期使用過程中不發生組織轉變，從而穩定工件的形狀與尺寸；
（3）ƒ降低或消除工件的淬火內應力，以減少工件的變形，并防止開裂。
2.淬火鋼回火時的組織轉變
淬火鋼件回火時，按回火溫度的髙低和組織轉變的特征，可將鋼的回火過程分為以下5個階段。
（1）馬氏體中碳原子的偏聚
馬氏體是C在α-Fe中的過飽和間隙固溶體，C原子分布在體心立方的扁八面體間隙之中，造成了很大的彈性畸變，因此升高了馬氏體的能量，使之處于不穩定的狀態。
在100℃以下回火時，C、N等間隙原子只能短距離擴散遷移，在晶體內部重新分布形成偏聚狀態，以降低彈性應變能。對于板條馬氏體，因有大量位錯，C原子便偏聚于位錯線附近，所以淬火鋼在室溫附近放置時，碳原子向位錯線附近偏聚。對于片狀馬氏體，C原子則偏聚在一定晶面上，形成薄片狀偏聚區。這些偏聚區的含碳量高于馬氏體的平均含碳量， 為碳化物的析出創造了條件。
(2)馬氏體的分解
當回火溫度超過80℃時，馬氏體將發生分解，馬氏體中的碳濃度逐漸降低，晶格常數c減小，a增大，正方度c/a減小。馬氏體的分解一直延續到350℃以上，在高合金鋼中甚至可以延續到600℃。
不同含碳量的馬氏體的碳濃度隨回火溫度的變化規律。隨著回火溫度的升高，馬氏體中含碳量不斷降低。高碳鋼的碳濃度隨回火溫度升髙降低很快，含碳量較低的鋼中碳濃度降低較緩。
馬氏體的碳濃度與回火時間的關系：回火時間對馬氏體中含碳量的影響較小，馬氏體的碳濃度在回火初期下降很快，隨后趨于平緩。回火溫度越高，回火初期碳濃度下降越多。
片狀馬氏體在100〜250℃回火時，固溶于馬氏體中的過飽和碳原子脫溶，沿著馬氏體的一定晶面沉淀析出ε-FexC的碳化物(x≈2〜3),其晶格結構為密排六方晶格，與母相之間有共格關系，并保持一定的晶體學位向關系。
含碳量低于0.2％的板條馬氏體，在淬火冷卻時已經發生自回火，絕大部分碳原子都偏聚到位錯線附近，所以在200℃以下回火時沒有ε-碳化物析出。
高碳鋼在350℃以下回火時，馬氏體分解后形成的α相和彌散的ε-碳化物組成的復相組織稱為回火馬氏體。回火馬氏體中的α相仍保持針狀形態，由于它是兩相組成的，較淬火馬氏體容易腐蝕，故在金相顯微鏡下呈黑色針狀組織，與下貝氏體很相似。
（3）殘余奧氏體的轉變
淬火的中、髙碳鋼，組織中總含有少量殘余奧氏體，在230〜300℃溫度區間回火時，殘余奧氏體將發生分解，分解時遵循與過冷奧氏體分解相同的規律，轉變產物為α相與碳化物，其中。α相的含碳量與同溫下的回火馬氏體是一致的，因此統稱為回火馬氏體。碳化物的粒子有所長大，但仍是很細很薄的片，并與母體保持著共格關系。殘余奧氏體在更高溫度(如600℃左右）恒溫分解產物應是珠光體，而在這兩個溫度之間也有一奧氏體分解的穩定區，回火過程未能完全分解的殘余奧氏體在隨后的冷卻過程中有可能再一次轉變為馬氏體，這就是二次淬火現象。這對髙碳鋼尤其是高合金鋼的熱處理工藝有很大的實際意義，生產實踐中往往利用這一原理來進一步提高鋼的硬度。合金元索對殘余奧氏體分解的影響和對過冷奧氏體的影響基本相同。
(4）碳化物的轉變
在250〜400℃溫度區間回火時，馬氏體內過飽和的碳原子幾乎全部脫溶，α相的含碳量幾乎已達到平衡含碳量（0.001％--0.02％)，在低溫下析出的碳化物（FexC）將轉變為粒狀碳化物化(Fe3C)，α相在降低含碳量的同時，點陣晶格畸變開始消失。嵌鑲塊遂漸長大，變成多邊形晶粒，也就是鐵素體的恢復。這種由針狀α相和與其無共格聯系的細小顆粒與片狀碳化物組成的機械混合物一般稱為回火屈氏體。其組織特征是鐵素體基體內分布著極細小的粒狀碳化物。
（5）滲碳體的聚集長大和α相回復、再結晶
回火溫度高于400℃后，析出的滲碳體開始聚集球化與粗化，這一過程是逋過小顆粒溶解，大顆粒沉積長大的機制進行的。在400℃以上回火時，α相已開始明顯回復，即鐵素體中的位錯密度降低，剩下的位錯通過重排、多邊化形成位錯網絡、將鐵素體晶粒分割成許多亞晶粒，但仍保持馬氏體的外形。回火溫度高于600℃時，α相開始再結晶，通過界面移動逐漸長大成等軸狀晶粒，這時粒狀滲碳體均勻分布在鐵素體內，同時，馬氏體的針狀形態消失。這種等軸狀鐵素體和細顆粒狀滲碳體的機械混合物稱為回火索氏體。
綜上所述，碳鋼或低合金鋼的回火分為5個階段，并主要得到：回火馬氏體組織、回火屈氏體組織和回火索氏體組織。由于回火的各階段受擴散因素所控制，因此其轉變取決于回火溫度和時間，其中溫度是最主要的因素。合金元素對回火轉變有很大影響，一般都起阻礙作用，使回火轉變的各階段溫度向高溫推移。
3.淬火鋼回火時力學性能的變化
淬火鋼回火時，由于組織發生了變化，故其力學性能也發生了相應的變化。
(1)硬度
淬火鋼回火時硬度的變化規律。總的變化趨勢是隨著回火溫度升高，鋼的硬度連續下降。但含碳量大于的高碳鋼在100℃左右回火時，硬度反而略有升高,這是由于馬氏體中碳原子的偏聚及ε-碳化物析出引起彌散硬化造成的。在200〜300℃回火時，硬度下降平緩。這是由于一方面馬氏體分解，使硬度降低，另一方面殘余奧氏體轉變為下貝氏體或回火馬氏體，使硬度升高，二者綜合影響的結果。回火溫度超過300℃以后，由于ε-碳化物轉變為滲碳體，共格關系被破壞，以及滲碳體聚集長大，使鋼的硬度呈直線下降。
鋼中合金元素能在不同程度上減小回火過程中硬度下降的趨勢，提高回火穩定性。強碳化物形成元素還可在髙溫回火時析出彌散的特殊碳化物，使鋼的硬度顯著升高，造成二次硬化。
（2）強度和韌性
隨著回火溫度的提高，一般來說，鋼的強度指標屈服點（σ s ）、抗拉強度（σ b ）不斷下降，而塑性指標伸長率（δ）、斷面收縮率（ψ）不斷上升。在350℃左右回火時，鋼的彈性極限達到極大值，在400℃以上回火時，鋼的伸長率（δ）、斷面收縮率（ψ）上升最顯著。45鋼淬火后的強度并不高，且塑性很差。如在200〜300℃回火得到回火馬氏體，且由于內應力消除，使其強度達到極大值；在350〜500℃回火，組織為回火屈氏體，彈性極隈最高，韌性也較好！在450〜600℃回火，得到的組織為回火索氏體，具有良好的綜合力學性能，即較高的強度與良好的塑性、韌性相配合。
4.二次硬化
鐵碳合金在一次或多次回火后提髙了硬度的現象稱為二次硬化，這種硬化現象是由于特殊碳化物的離位析出和（或）殘余奧氏體轉變為馬氏體或貝氏體所致。某些髙合金鋼（如髙速鋼、高輅模具鋼等）尤為突出，它們在一定溫度回火后，工件硬度不僅不降低，反而比其淬火態要髙得多。產生二次硬化的原因有以下兩個方面。
（1）馬氏體轉變過程中的彌散強化作用
鋼中含有強烈碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Ti、Nb等，富集于滲碳體中。當回火溫度較高時（400℃以上），這些強烈碳化物形成元索在滲碳體中富集到超過其飽和濃度后，便發生由滲碳體轉變為特殊碳化物的過程。這些特珠碳化物比滲碳體更為堅硬，而且它形成時，以高度彌散的粒子析出于基體中，不易聚集長大,引起α相固溶碳量增大并釘扎位錯阻礙運動，起著彌散強化作用。
（2）殘余奧氏體轉變成回火馬氏體或下貝氏體
這類鋼中的殘余奧氏體在回火加熱、保溫過程中不發生分解，而在隨后的回火冷卻過程中轉變為馬氏體或下貝氏體，這種現象稱為二次淬火。二次淬火也是二次硬化的原因之一，但它與析出特殊碳化物的彌散強化相比，其作用較小，只有當淬火鋼中殘余奧氏體量很高時，其作用才較顯著。
5.回火脆性
一般情況下，隨著回火溫度的提髙，總的趨勢是鋼的強度、硬度降低，而塑性、韌性增高。但在許多鋼（主要是結構鋼）中發現，回火溫度升高時，鋼的沖擊韌性并非連續提髙，而是在某些溫度區間回火時，沖擊韌性反而顯著下降，這種脆化現象稱為鋼的回火脆性。
(1)第一類回火脆性
淬火鋼在250〜400℃范圍回火出現沖擊韌性顯著降低的現象，稱為第一類回火脆性，也稱低溫回火脆性。幾乎所有工業用鋼都在一定程度上具有這類回火脆性，而且脆性的出現與回火時冷卻速度的快慢無關。
產生低溫回火脆性的原因尚未十分淸楚，一般認為與馬氏體分解時滲碳體的初期形核有關，并且認為是由于具有某種臨界尺寸的薄膜狀碳化物在馬氏體晶界和亞晶界上形成的結果。也有人認為，脆性的出現與S、P、Sb、As等微量元素在晶界、相界或亞晶界的偏聚有關。此外，殘余奧氏體分解時沿晶界、亞晶界或其他界面析出脆性的碳化物，以及韌性的殘余奧氏體的消失，也是導致脆性的重要原因。這類回火脆性產生以后無法消除，故又稱為不可逆回火脆性。
為了避免低溫回火脆性，一般應不在脆化溫度范圍（特別是韌性最低值所對應的溫度)回火，或改用等溫淬火工藝，或加入從Mo、W等合金元素減輕第一類回火脆性。
(2)第二類回火脆性
淬火鋼在450〜650℃范圍回火后緩冷出現沖擊韌性顯著降低的現象，稱為第二類回火脆性，也稱髙溫回火脆性。將這類已產生回火脆性的鋼重新加熱到650℃以上回火，然后快速冷卻，則脆性消失,若再次于脆化溫度區間回火,然后緩冷,則脆性又重新出現，故又稱之為可逆回火脆性。這類脆性的產生與否和鋼的化學成分、回火溫度、回火時間以及回火后的冷卻速度有密切關系。第二類回火脆性主要在合金結構鋼中出現,碳素鋼一般不出現這類回火脆性。
第二類回火脆性的產生機制至今尚未徹底摘清楚，近年來的研究指出，是由于回火時Sb、Sn、As、P等微量雜質元素在原奧氏體晶界上偏聚或以化合物形式析出所致，鋼中的Cr、Mn、Ni等合金元素不但能促進上述雜質元素向晶界偏聚，而且本身也向晶界偏聚，進一步降低晶界的強度，增大脆性傾向。
6.回火穩定性
淬火鋼在回火時抵抗硬度下降的能力稱回火穩定性。由于合金元索對淬火鋼在回火時的組織轉變起阻礙或延緩作用，可推遲馬氏體的分解和殘余奧氏體的轉變，提髙鐵素體的再結晶溫度，使碳化物不易聚集長大，而保持較大的彌散度。因此合金鋼的回火穩定性較碳鋼為好。具有較高回火穩定性的鋼可采用較髙的回火溫度，淬火應力消除得更徹底一些，其回火后的綜合力學性能也能好一些。
7.時效現象
把有濃度變化的固溶體單相合金（如鐵素體）加熱到某一高溫后迅速冷卻，便可得到過飽和的面溶體，它與淬火所不同的是在這一冷卻中并不產生相變。這種把合金加熱到溶解度線以上保溫后迅速冷卻而得到單相過飽和固溶體的處理稱為面溶處理。固溶處理后的組織處于亞穩定狀態，在一定條件下將發生分解，析出第二相質點，同時使固溶體貧化，這一過程就是時效過程，時效可在室溫下進行（稱為自然時效、也可加熱以加速時效過程〔稱為人工時效〕。
時效對金屬材料性能有很大影響，對很多特殊鋼、髙溫合金、特殊性能合金及有色合金，往往用來提髙其強度和永磁性能，而對低碳鋼則往往產生不利的作用。
