第一章 钢铁中的合金元素

第一节 合金元素对合金相图的影响

第二节 合金元素与晶体缺陷的相互作用

第三节 合金中的化合物

第四节 合金元素对钢在加热时转变的影响

第五节 合金元素对过冷奥氏体转变的影响

第六节 合金元素对淬火钢回火转变的影响

钢铁合金化的必要性

碳钢缺点 : 淬透性不高、耐回火性较差和不能满足更高的力学性能要求或某些特殊性能（如耐热、耐蚀）等；

合金钢 : 有意加入合金元素，克服了碳钢使用性能的不

足，从而可在重要或某些特殊场合下使用。

碳钢 : 性能较好、容易加工、成本低廉，工程上应用最广、使用量最大（ 90% ）；

第一节 合金元素对合金相图的影响

钢中的合金元素

钢中合金元素的存在方式：

1) 固 溶：合金铁素体 2)

合金渗碳体：如 (Fe 、 Mn)3C 、 (Fe 、 W)3C

3) 合金碳化物： VC 、 TiC 、 WC 、 MoC 、 Cr7C3 、

Cr23C6

常用合金元素： Mn 、 Si 、 Cr 、 Mo 、 W 、 V 、 Ti 、

Nb 、 Zr 、 Ni 、 RE( 稀土 ) 等 ;

合金元素对相图固溶体区域的影响

扩大奥氏体区： C 、 N 、 Co 、 Ni 、 Mn 、 Cu

右图 : 奥氏体形成元素 Mn 对相图的影响

( 低温、低碳 )

右图 : 铁素体形成元素 Cr 对铁碳合金相图的影响 ( 高温、低碳 )

缩小奥氏体区： Cr 、 Mo 、 W 、

V 、 Ti 、 Si 、Al

合金元素对共析温度的影响

727℃

缩小 γ 区

扩大 γ 区

合金元素对共析含碳量的影响0.77 ％

第二节 合金元素与晶体缺陷的相互作用

从系统的能量考虑 , 基于原子的尺寸因素和电子因素等因素 , 合金元素将与这些晶体缺陷产生相互作用 . 以下是两种主要的作用方式 :

晶界偏聚 : 溶质原子与界面结合 ;

柯氏气团 : 溶质原子与位错作用 .

相互作用的方式

产生晶界偏聚和柯氏气团的主要原因是溶质原子与基

体原子的弹性作用 . 概括起来有以下几点 :

1) 溶质原子在完整晶体中内引起的畸变能很高 ( 主要是与

基体原子之间存在尺寸差异等 );

2) 晶体缺陷处点阵畸变严重 , 具有较高能量 ;

3) 溶质原子向晶体缺陷处迁移 , 可松弛点阵畸变 ( 以较小

的点阵畸变形式存在 ), 有利于系统能量的降低 .

相互作用机理

溶质原子的偏聚是一个自发过程 , 其一般规律是 :

1) 较基体原子大的代位原子趋向于缺陷区受膨胀的点阵 ;

2) 较基体原子小的代位原子趋向于缺陷区受压缩的点阵 ;

3) 间隙原子趋向于缺陷区受膨胀的点阵间隙位置 .

溶质原子的以上行为都是为了使点阵得到松弛 , 从而

降低系统的内能 .

不同溶质原子在位错周围的分布状态不同溶质原子在位错周围的分布状态

晶界区溶质偏聚的函数表达式：

晶界偏聚的影响因素

)RT

Eexp(

0

g C

Cβ

其中， Cg ￣￣￣偏聚在晶界区的溶质浓度；

C0 ￣￣￣基体中的溶质浓度；

β ￣￣￣晶界区的溶质原子富集系数，表征溶质的晶

偏聚倾向。

E ￣￣￣溶质原子在晶内和晶界区引起畸变能之差 , 即

晶界偏聚的驱动力 .( 主要由原子尺寸因素引起 )

)RT

Eexp(

0

g C

Cβ

引起晶界偏聚的因素 :

1 、溶质与基体原子尺寸差异大，即 E↑→β↑ ；

2 、溶质在基体中的固溶度，即 Co↓→β↑ ；

3 、温度低，即 T↓→β↑ 。

备注：固溶度是合金尺寸因素和电子因素的综合体现。

溶质原子的偏聚温度

晶界偏聚的其它问题

表：一些溶质原子出现晶界偏聚和柯氏气团的温度范围表：一些溶质原子出现晶界偏聚和柯氏气团的温度范围

HH CC 、、 NN PP MoMo 、、 NbNb（铌）（铌）

0℃0℃ 以下以下 室温附近室温附近 ＞＞ 350 350 ℃℃

＞＞ 500 ℃500 ℃

溶质原子的偏聚区宽度

溶质原子的偏聚区宽度受晶界区宽度窄的影响，一般

在 nm级范围，如 P： 6nm； Sb（锑）： 7nm。

各种溶质元素在晶界偏聚中的相互影响

11 、偏聚位置的竞争，、偏聚位置的竞争， EE越大的元素有限偏聚越大的元素有限偏聚；；

如 Ce（铈）＞ P

22 、影响晶界偏聚的速度、影响晶界偏聚的速度；

如 Ce能减慢Sb在 Fe晶界的偏聚速度

33 、影响偏聚元素在晶内的溶解度、影响偏聚元素在晶内的溶解度；

如 La（镧）的存在，降低了 P和 Sn在晶内的溶解度

44、出现共偏聚、出现共偏聚。

第三节 合金中的化合物

1 、化合物对合金性能的影响方式有：晶体类型、成分、数量、尺寸大小、形状及分布状态等。

2 、合金中的化合物主要有两大类：一是 C 或 N与合金元素反应形成的碳化物和氮化物；二是合金元素之间和合

金元素与铁之间形成的 σ相、 AB2 相及AB3 相。

概述

碳化物和氮化物的稳定性

取决于金属元素与 C 、 N亲和力的大小，主要取决于过渡族金属原子的 d电子数。

d层电子越少，碳化物和氮化物的稳定性越高

或生成热 ΔH越大，碳化物和氮化物越稳定。

（见图 1－ 7所示）

碳化物和氮化物

碳化物和氮化物的稳定性排序有：

Hf、 Zr、 Ti、 Ta、 Nb、 V、W、Mo 、 Cr、Mn、 Fe

碳化物和氮化物的点阵结构

氮化物均属简单密排结构，碳化物则有简单和复杂密

排结构两种形式。

碳化物的点阵结构

WWTaTaHfHf

MoMoNbNbZrZr

NiNiCoCoFeFeMnMnCrCrVVTiTi

ⅧⅧⅦⅦⅥⅥⅤⅤⅣⅣ

简 单密 排

复 杂密 排

点阵结构判据： rx/rM＜ 0.59 简单密排结构

rx/rM＞ 0.59 复杂密排结构

碳化物和氮化物的类型

11 、简单密排碳化物或氮化物、简单密排碳化物或氮化物：：

以MeC 、MeN和Me2C 、Me2N为主（合金元素含量少时）

22 、复杂密排碳化物、复杂密排碳化物：

以Me3C 、Me7C3 、Me23C6 为主（合金元素含量多时）

33 、复式碳化物、复式碳化物：

金属原子部分替换，如 Fe3W3C 、 Fe21Mo2C644、碳氮化物、碳氮化物：

C 和 N原子部分替换，如 Ti(C,N) 、 (Cr,Fe)23(C,N)6等

σ相

11 、特点、特点

属于正方晶系，硬度大，能显著降低合金的塑性和韧

性，应合理设计合金成分来避免σ相出现。

金属间化合物

22 、形成规律、形成规律

1 ）第一常周期的Ⅶ族和Ⅷ族元素与Ⅴ和Ⅵ族元素结合，

如 Cr-Mn 、 Mo-Fe 、 W-Co 、 V-Ni 等

2 ）第二常周期的Ⅷ族元素与Ⅴ和Ⅵ族元素结合

33 、形成条件、形成条件

1 ）原子尺寸差别不大；

2 ）钢和合金的“平均族数”在 5.7 ～ 7.6之间

44、合金设计中的电子缺位数计算、合金设计中的电子缺位数计算

为避免不锈钢、高合金耐热钢及耐热合金出现 σ相，

可用元素的电子缺位数 Nv 来进行合金设计。

Nv＝ 0.66Ni+1.71Co+2.66Fe+3.66Mn+4.66(Cr+Mo+W)

+5.66(V+Nb+Ta)+6.66(Ti+Si)+7.66Al 不出现 σ相： Nv＜ 2.52

AB2 相（拉维斯相）

11 、特点、特点

钢和合金中的主要 AB2 相是具有复杂六方的MgZn2型，

如MoFe2 、 TiFe2 等，它是耐热钢和合金中的一种强化相。

当出现元素部分替换时，可出现复式 AB2 相，如铁基

合金中的 (W,Mo,Nb)(Fe,Ni,Cr)2 。22 、形成规律、形成规律

在周期表中，符合原子尺寸 dA : dB＝ 1.2 : 1 的任

意两族元素，都能形成 AB2 相。

AB3 相（有序相）

AB3 相不属于稳定的化合物，处于固溶体与化合物之

间的过渡状态。

Ni3Al相是典型的 AB3 相， fcc结构。在复杂成分的耐

热钢或耐热合金中， Ni3Al的过渡相－ γ/ 相具有较好的强

化效果。

根据合金元素与 Ni或 Al在原子尺寸、电负性上的差异，

可置换Al或 Ni，形成 AB3 相：如 Ni3Fe、 Ni3Cr、 Ni3V、

Ni3Mn、 (Ni,Cr)3Al、 (Ni,Mo,Cr)3Al等

第四节 合金元素对钢加热时转变的影响

合金钢加热转变时主要经历四个阶段：①奥氏体的形成；②残余碳化物的溶解；③奥氏体的均匀化；④奥氏体的晶粒长大。

合金元素对奥氏体形成的影响 奥氏体的形成机制 高速加热——α→γ 无扩散机制， γ形成后出现碳化 物的溶解。 低速加热——α→γ扩散机制，同时出现碳化物溶解。

奥氏体形成的影响因素

11 、碳化物的稳定性、碳化物的稳定性

稳定性排序：

最好： V、 Ti、 Nb等；

中等：W、Mo 、 Cr等；

一般：Mn、 Fe等。

22 、碳化物对碳扩散激活能的影响、碳化物对碳扩散激活能的影响

一般地，碳化物形成元素可提高 C 在奥氏体中的扩散

激活能，对奥氏体形成有一定的阻碍作用。

合金元素对奥氏体晶粒长大的影响 由于淬火后组织的性能与奥氏体原始晶粒度有关，所

以抑制奥氏体晶粒长大对改善合金钢的强韧性至关重要。

奥氏体晶粒长大的驱动力

驱动力是晶界两侧晶粒的表面自由能差。要阻止晶粒

长大，就必须阻碍晶界的移动。

一般地，碳化物熔点高且稳定，当其弥散分布在晶

界时，将钉扎奥氏体晶界阻碍其晶界移动。

碳化物和氮化物对晶粒长大的抑制

工程上经常用

AlN来细化奥氏体晶

粒，是因为氮化物

比碳化物有更低的溶

解度和更高的稳定性。

注： 1100℃ 时， AlN颗粒溶解，奥氏体晶粒剧烈长大。

钢的热处理相变温度钢的热处理相变温度 钢在加热时，实际转变温度往往要偏离平衡的临界温度，冷却时也是如此。随着加热和冷却速度的增加，滞后现象将越加严重。通常把加热时的临界温度标以字母“ C”，如 AC1 、 AC3 、 ACm 等；把冷却时的临界温度标

以字母“ r”，如 Ar1 、 Ar3 、 Arm 等。

碳 钢 的 过 冷 γ 转变

第五节 合金元素对过冷 γ转变的影响

加热时钢的组织转变加热时钢的组织转变

钢在加热时奥氏体的形成过程又称为奥氏体化奥氏体化。以共析钢的奥氏体形成过程为例。

33 ）残留渗碳体的溶解：）残留渗碳体的溶解： 铁素体全部消失以后，仍有部

分剩余渗碳体未溶解，随着时间的延长，这些剩余渗碳

体不断地溶入到奥氏体中去，直至全部消失。

11 ）奥氏体形核：）奥氏体形核：奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体

的界面上形成。

22 ）奥氏体晶核长大：）奥氏体晶核长大： 奥氏体晶核形成以后，依靠铁、碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不断溶入到奥氏体中去而进行的。

44）奥氏体均匀化：）奥氏体均匀化： 渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的

成分是不均匀的，只有延长保温时间，通过碳原子的扩

散才能获得均匀化的奥氏体。

AAFPF ACAC 31

ACFeACFeP cmACⅡ

ACⅡ 33

1

亚共析钢的加热过程：亚共析钢的加热过程：

过共析钢的加热过程：过共析钢的加热过程：

冷却时钢的组织转变冷却时钢的组织转变11 、钢的冷却方式、钢的冷却方式

热处理时常用的冷却方

式有两种：一是等温冷却

（常用于理论研究）；二是

连续冷却（常用于生产）。

AA11

22 、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制

通常将处于 A1 以下温度尚未发生转变的奥氏体称为过冷过冷

奥氏体奥氏体。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织

转变。

11 ）等温冷却试验：）等温冷却试验：

（（ aa） ） 首先将若干薄圆片状试样放入锡熔炉中，在高于共析温度的条件下进行奥氏体化；（ b）将上述奥氏体化后的试样迅速放入另一锡熔炉保温，炉温低于共析温度；（ c）依据试样保温时间的差异，分别从炉中取出试样，置于水中快冷；

（ d）磨制金相试

样，并观察显微

组织。

在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结

果绘制出奥氏体钢的等温冷却曲线。

曲线的左边一条线为过冷奥氏体转变开始线；右边一条线为过冷奥氏体转变终了线。该曲线下部还有两条水平线，分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度 Ms线和转变结束温度Mf线。

22 ）过冷奥氏体等温冷却曲线曲线分析）过冷奥氏体等温冷却曲线曲线分析

在 C曲线中，在不同过冷奥氏体开始出现组织转变的时间不同，这段时间称为“孕育期”。其中，以 C曲线最突出处（凸点）所对应的温度孕育期最短。

过冷奥氏体等温冷却曲线形似“ C”字，故俗称 C曲线，反应了“温度－时间－转变量”的关系，所以 C曲线又称为 TTT 图（ Temperature-Time － Transformation Diagram）。

板状马板状马氏体氏体

①①马氏体变温形成马氏体变温形成 ,, 与与 tt 保保无关无关②②马氏体转变不完全性，钢马氏体转变不完全性，钢中常存在残余中常存在残余 AA （性能下降）（性能下降） ,,

常要求淬火常要求淬火 TT接近接近 MMf f ““ 冷处理”冷处理” ..

③③马氏体性能与含碳量有关 马氏体性能与含碳量有关

非扩散型非扩散型（（ FeFe 和和CC均不扩均不扩散）散）

CC 在在 α-α-FeFe 中中的过饱的过饱和固溶和固溶体体 (bc(bcc)c)

240240～～ -5-500

MM

片（针）片（针）状马氏体状马氏体

马马氏氏体体

板状：低碳钢中， 板状：低碳钢中， FF 和 和 FeFe2.42.4

CC 的复相组织。 的复相组织。 片状：高碳钢中，复相组织。片状：高碳钢中，复相组织。

FF 饱和饱和 + +

FeFe2.42.4CC350350～～ 2424

00BB 下下下贝氏下贝氏

体体

羽毛状：在平行密排的过饱和羽毛状：在平行密排的过饱和 FF板板条间，不均匀分布短杆（片状）条间，不均匀分布短杆（片状） FFee33C ,C ,脆性大，工业上不应用脆性大，工业上不应用

半扩散型半扩散型（只有（只有 CC扩散）扩散）

FF 饱和饱和 + +

FeFe33CC550550～～ 3535

00BB 上上上贝氏上贝氏

体体

贝贝氏氏体体

间距：间距： 0.030.03～～ 0.08μm0.08μm ，， 2000 ×2000 ×600600～～ 550550TT屈氏体屈氏体间距：间距： 0.25~0.08μm0.25~0.08μm ，， 1000 ×1000 ×650650～～ 600600SS索氏体索氏体片层间距：片层间距： 0.250.25～～ 1.9μm1.9μm ，， 500×500×扩散型扩散型

（（ FeFe 和和 CC均扩散）均扩散）

F+FeF+Fe33

CC

A1A1～～ 650650PP珠光体珠光体珠珠光光体体

特 征特 征转变类型转变类型相组成相组成转变温转变温度度 /℃/℃

符符号号

组织名称组织名称

注：w（ c）≥ 1.0 ％时形成片状马氏体， HRC ： 64～ 66； w（ c）≤ 0.2 ％时形成板状马氏体， HRC ： 30～ 50 。

33 、非共析成分碳钢的等温转变、非共析成分碳钢的等温转变

非共析钢的 C曲线与共析钢的 C曲线不同。区别在

于：亚共析钢曲线左移，在其上方多了一条过冷奥氏体

转变为铁素体

的转变开始线；

过共析钢曲

线右移，在其上

方多了一条过冷

奥氏体析出二次

渗碳体的开始线。

亚共析钢的等温转变图亚共析钢的等温转变图

44、共析钢的连续冷却转变、共析钢的连续冷却转变

C曲线（ TTT 图）反应了过冷奥氏体等温转变的全貌，但在实际生产中，钢的热处理大多是采用连续冷却，因此，测出奥氏体的连续冷却曲线，即 CCT 图（右图阴影部分），有很大的现实意义。

Continuous Cooling Transformation Continuous Cooling Transformation

DiagramDiagram

VcVc

临界冷却速度：临界冷却速度：是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成马氏体而不发生其它转变的最小冷却速度，即临界淬火速度。

合金元素对过冷奥氏体转变的影响集中表现在恒温转

变曲线上。

合金元素对过冷奥氏体转变的影响概述

强和中强碳化物形成强和中强碳化物形成 元素的影响元素的影响11 ） ） TiTi、、 VV、、 NbNb、、 WW、、 MoMo 等元

素显著推迟珠光体转变，推

迟贝氏体转变较少；

22 ） ） 升高珠光体转变温度范

围，降低贝氏体转变温度范

围，明显出现珠光体和贝氏体两条 C曲线。

显著推迟珠光体和贝氏体转变， C曲线分离。

中强和弱碳化物形成元素的影响中强和弱碳化物形成元素的影响

1 ） Al、 Si 增加过冷奥氏体的稳定性，推迟贝氏体转变更

强烈；

2 ） Ni推迟珠光体转变，不改变 C曲线形状；

3 ） Co 元素降低过冷奥氏体的稳定性，不改变 C曲线形状。

非碳化物形成元素的影响非碳化物形成元素的影响

合金元素对珠光体转变的影响 珠光体转变过程包括孕育期、碳化物形核长大和 α相

形核长大几个步骤。

11 ） ） 强碳化物形成元素强碳化物形成元素：直接析出特殊碳化物。

22 ） ） 中强碳化物形成元素中强碳化物形成元素：：当M/C 的比值高时，析出特殊

碳化物；当M/C 的比值低时，析出合金渗碳体。

33 ） ） 弱碳化物形成元素弱碳化物形成元素：：直接析出合金渗碳体。

对碳化物形核长大的影响对碳化物形核长大的影响

1 、碳化物析出的差异：

11 ） ） 碳化物形成元素都推迟了碳化物的形核和长大碳化物形成元素都推迟了碳化物的形核和长大

这是因为碳化物形成元素扩散系数（ 10 － 16cm/s）远

远小于 C 元素在奥氏体中的扩散系数（ 10 － 10cm/s），也

就是说这些元素扩散慢严重制约了碳化物形核的速率。

22 ） ） 非碳化物形成元素对碳化物的形核和长大影响小，非碳化物形成元素对碳化物的形核和长大影响小，

主要表现在影响主要表现在影响 γ→αγ→α转变上转变上

2 、对碳化物形核长大的影响：

γ→α转变是一个原子扩散的过程，其转变动力学

曲线具有 C曲线的特征。

对对 γ→αγ→α转变的影响（转变的影响（ αα相的形核长大）相的形核长大）

1 、强碳化物形成元素： 影响不大。

2 、中强碳化物形成元素： 通过增加固溶体原子间结合，降低 Fe的自扩散激

活能，从而减慢 γ→α转变，其效果： Cr ＞W＞Mo 。

3 、弱碳化物形成元素：

扩大 γ相区，稳定奥氏体并强烈推迟 γ→α转变。

4、非碳化物形成元素：

Ni：开启 γ相区并稳定奥氏体，增加 α相形核功，降低

转变温度，强烈阻碍α相形核长大和先共析铁素体析出。

Co ：由于升高 As点，提高 γ→α转变温度，促进 γ→α

转变。

Si：增加 Fe原子间结合力。增大 Fe的自扩散激活能，推

迟 γ→α转变。B、 P、 Re：富集于奥氏体晶界，降低奥氏体晶界表面能，

阻碍α相和碳化物在晶界形核，增长转变孕育期。

5、多种合金元素的综合作用：

多种合金元素的综合作用大大提高过冷 γ的稳定性。

以 Cr-Ni-Mo 合金为例（教材 P19）， 35Cr、 35CrMo 、

40NiMo 三者合金元素总量在 1.35 ～ 2.0%之间，过冷奥氏

体转变最短孕育期的增减仅在 20～ 35s之间。若把三种钢

中的 Cr、 Ni、Mo组合成 40CrNiMo 钢，其合金元素总量仅

增加到 3.25％，而孕育期增加到约 500s，若进一步增加 Ni

和Mo 的含量成为 18Cr2Ni4Mo 钢，合金元素总量为 6.34％，

则孕育期至少增加三个数量级。

降低贝氏体转变的上限温度 Bs ，推迟贝氏体转变。

如图 1－ 16， 1-17， 1-18所示。

碳化物形成元素碳化物形成元素

合金元素对贝氏体转变的影响 贝氏体转变过程包括孕育期、 γ→α转变和碳化物的

形成等。

COCO元素元素 升高 As点，降低 α相化学自由能，促进贝氏体转变。

绝大多数合金元素都降低Ms点，只有 Co 和 Al相反，如

表 1-5 所示（教材 P20 ）。

对对 MMss-M-Mff 温度的影响温度的影响

合金元素对马氏体转变的影响

马氏体是无扩散型转变，形核和长大速度极快，合金

元素对马氏体转变动力学影响小。

马氏体亚结构有两种基本形式：一种是具有位错结构

的板状马氏体，另一种是具有孪晶结构的针状马氏体。

对马氏体亚结构的影响对马氏体亚结构的影响

一般，钢中 C 或 N的含量W＜ 0.4％的钢都是位错马氏体。

W（ C ）＞ 0.6％的钢为孪晶马氏体。合金元素如Mn、 Cr、

Ni、Mo 或 Co 能增加形成孪晶马氏体的倾向。 另外，当Ms点温度较高时，由于滑移的临界分切应力，

在Ms以下形成位错马氏体；当Ms较低时，孪生分切应力低

于滑移分切应力，形成孪晶马氏体。

碳钢淬火后的回火转变

第六节 合金元素对回火转变的影响

11 、、定义定义：：回火是把淬火后的钢件，重新加热到 A1 以下某

一

温度，经保温后空冷至室温的热处理工艺。22 、、目的目的：：淬火钢件经回火可以减少或消除淬火应力，稳

定组织，提高钢的塑性和韧性，从而使钢的强度、硬度和

塑性、韧性得到适当配合，以满足不同工件的性能要求。

33 、回火过程的组织变化：、回火过程的组织变化：

第一阶段（室温～第一阶段（室温～ 250℃250℃ ））：马氏体中的过饱和碳原子析

出，形成碳化物 FexC ，得到回火马氏体组织。

第二阶段（第二阶段（ 230230～～ 280℃280℃ ））：马氏体继续分解，同时残余

奥氏体转变为过饱和固溶体与碳化物，得到回火马氏体组

织。第三阶段（第三阶段（ 260260～～ 360℃360℃ ））：马氏体继续分解，碳原子继

续析出使过饱和 α固溶体转变为铁素体；回火马氏体中的

FexC 转变为稳定的粒状渗碳体，得到铁素体和极细渗碳体

的机械混合物，即回火屈氏体。

第四阶段（第四阶段（ 400℃400℃ 以上）以上）：碳化物聚集长大，温度越高碳

化物越大，得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物，即回

火索氏体。

44、回火的种类：、回火的种类：

1 ）低温回火（ 150～ 250℃ ）

回火的目的是降低应力和脆性，获得回火马氏体组织，

使钢具有高的硬度、强度和耐磨性。低温回火一般用来处

理要求高硬度和高耐磨性的工件，如刀具、量具、滚动轴

承和渗碳件等。（ HRC≥60 ）

2 ）中温回火（ 350～ 500℃ ）

回火的目的是获得回火屈氏体，具备高的弹性极限和韧

性，并保持一定的硬度，主要用于各种弹簧，锻模、压铸

模等模具。（ 35≤HRC≤45）

3 ）高温回火（ 500～ 650℃ ）

回火的目的是具备良好的综合机械性能（较高的强度、

塑性、韧性），得到回火索氏体组织。一般把淬火加高

温回火的热处理称为“调质处理”。适用于中碳结构钢

制作的曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车拖拉机半轴、机床

主轴及齿轮等重要机器零件。（ 28≤HRC≤33 ）

需要指出，有些钢在 250～ 40

0℃ 和 450～ 650℃ 的范围内回火

时，其冲击韧性比在较低温度回火

时还显著下降，这种脆化现象称为

回火脆性。在 250～ 400℃ 回火

时出现的脆性称为低温回火脆性，

又叫第一类回火脆性；而在 450～ 650℃ 温度范围内回火时

出现的脆性称为高温回火脆性，也叫第二类回火脆性。

为防止低温回火脆性，通常的办法是避免在脆化温度范

围内回火。防止高温回火脆性的方法是加热后快冷。

合金元素对马氏体分解的影响 马氏体分解过程为：（ C 浓度降低的过程）

碳原子碳原子偏聚偏聚

ε-Feε-Fe2.42.4CC析出析出 FeFe33CC

碳化物形成元素碳化物形成元素 强和中强碳化物形成元素与碳有较强的亲和力，能在马氏体中保留更多的碳，从而阻碍马氏体的分解。

弱碳化物形成元素Mn的影响甚微。

非碳化物形成元素非碳化物形成元素

Si：在低温下不易扩散，形成的 ε-Feε-Fe2.42.4CC 中含硅量为钢

中平均含量，而新形成的 Fe3C 中不能溶解 Si ，它必须扩

散开去， Fe3C才能形核和长大。 Al、 P：影响与 Si相似。

Ni：影响甚微。

合金元素对回火时残余 γ转变的影响

含碳化物形成元素的高合金钢中同样存在残余奥氏体的中温区 (500～ 600℃) ，高合金钢在这一温度区域回火后，在冷却时发生残余奥氏体向马氏体转变，俗称“二次淬火”。

淬火钢中残余奥氏体回火时转变的特点基本遵循过冷奥氏体恒温转变的规律。无论在珠光体或贝氏体转变区间，残余奥氏体转变孕育期较短，但都转变不充分。

合金元素对碳化物析出的影响

合金元素 Si、 Al、 P等元素可把上述转变推迟到 300℃ 以上。随着回火温度的提高，合金元素发生明显扩散，碳化物形成元素向渗碳体富集，形成合金渗碳体。强碳化物形成元素还会析出特殊碳化物。

碳钢中，马氏体在低温回火时分解析出的 ε-Feε-Fe2.42.4CC 在 2

60 ℃ 以上开始溶解，同时析出 Fe3C 。

合金元素的特殊碳化物形成机制合金元素的特殊碳化物形成机制

碳化物形成元素向渗碳体富集，当其浓度超过在合金渗碳体中的溶解浓度时，合金渗碳体就在原位转变成特殊碳化物。

1 、合金渗碳体原位反应转变成特殊碳化物（如 Cr）

(Cr,Fe)(Cr,Fe)33CC (Cr,Fe)(Cr,Fe)77CC33 (Cr,Fe)(Cr,Fe)2323CC66

2 、直接从 α相中析出特殊碳化物（如 V、 Nb、 Ti等）

当回火温度升高到某一值时，特殊碳化物直接从过饱和α相中大量析出，同时伴有渗碳体的溶解。（如下图）

特殊碳化物既有从原位反应生成，又有直接从过饱和 α相中析出。

3 、混合形成机制

直接从过饱和 α相

中析出的特殊碳化物

（如 VC ）与基体形成

共格，不易聚集长大，

有强的“次生硬化效

应”。

钒钢中的 VC 从过饱和 α相的位错中析出，呈薄片状，与基体保持共格，位错被钉扎。

图中由于 V

C非常细小，

只能看到 VC

与基体共格造

成的共格应变

区。

钼钢中，棒状Mo2C 从过饱和 α相中析出，与基体共格。

铬钢中，原 Fe3C 在原位转变生成的（ Cr,Fe)23C6 等由

于颗粒粗大，且不与基体共格，不能产生次生硬化。

合金元素对 α相再结晶温度的影响 马氏体分解后的 α相有很高的位错密度，在碳钢中 α相高于 400℃就开始回复过程， 500℃ 以上开始再结晶过程。

1 ） Ni对 Tα 再无影响；

2 ） Si、Mn对 Tα 再略有提高；

3 ） Co 、Mo 、W、 V等显著提高 Tα 再。 几种合金元素配合添加对提高 Tα 再更有效，可大大减

缓高温回火的软化过程。

合金元素对析出金属间化合物的影响 低碳或微碳合金马氏体在高温回火时，从基体 α相中析出金属间化合物，并产生沉淀强化效应。

例如： Fe-Ni系马氏体钢中加入 Ti和 Mo ，时效时析出

Ni3Ti、 Ni3Mo 、 Fe2Ti金属间化合物。由于马氏体中由相变

引起的高位错密度，提供了沉淀相形核的有利位置和较大

的析出速度。析出的金属间化合物为尺寸细小的二维质点

，产生高的沉淀强化效果。