回火（金属热处理工艺）将经过淬火的工件重新加热到低于下临界温度AC1（加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度）的适当温度，保温一段时间后在空气或水、油等介质中冷却的金属热处理工艺或将淬火后的合金工件加热到适当温度，保温若干时间，然后缓慢或快速冷却。
一般用于减小或消除淬火钢件中的内应力，或者降低其硬度和强度，以提高其延性或韧性淬火后的工件应及时回火，通过淬火和回火的相配合，才可以获得所需的力学性能钢的回火回火是工件淬硬后加热到AC1（加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度）以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。
回火一般紧接着淬火进行，其目的是：（a）消除工件淬火时产生的残留应力，防止变形和开裂；（b）调整工件的硬度、强度、塑性和韧性，达到使用性能要求；（c）稳定组织与尺寸，保证精度；（d）改善和提高加工性能因此，回火是工件获得所需性能的最后一道重要工序。
通过淬火和回火的相配合，才可以获得所需的力学性能按回火温度范围，回火可分为低温回火、中温回火和高温回火回火分类A、低温回火工件在150~250℃进行的回火目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火残留应力和脆性。
回火后得到回火马氏体，指淬火马氏体低温回火时得到的组织力学性能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性应用范围：主要应用于各类高碳钢的工具、刃具、量具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火的零件等B、中温回火工件在350～450 ℃之间进行的回火。
目的是得到较高的弹性和屈服点，适当的韧性回火后得到回火屈氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着极其细小球状碳化物（或渗碳体）的复相组织力学性能：35～50HRC，较高的弹性极限、屈服点和一定的韧性。
应用范围：主要用于弹簧、发条、锻模、冲击工具等C、高温回火工件在500℃以上进行的回火目的是得到强度、塑性和韧性都较好的综合力学性能回火后得到回火索氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着细小球状碳化物（包括渗碳体）的复相组织。
力学性能：200～350HBS，较好的综合力学性能应用范围：广泛用于各种较重要的受力结构件，如连杆、螺栓、齿轮及轴类零件等工件淬火并高温回火的复合热处理工艺称为调质调质不仅作最终热处理，也可作一些精密零件或感应淬火件预先热处理。
45钢正火和调质后性能比较见下表所示45钢（φ20mm～φ40mm）正火和调质后性能比较热处理方法力学性能力学性能力学性能力学性能组织σb/Mpaδ×100Ak/JHBS正火700～80015～2040～64
163～220索氏体+铁素体调质750～85020～2564～96210～250回火索氏体钢淬火后在300℃左右回火时，易产生不可逆回火脆性，为避免它，一般不在250～350℃ 范围内回火含铬、镍、锰等元素的合金钢淬火后在500～650℃回火，缓冷易产生可逆回火脆性，为防止它，小零件可采用回火时快冷；大零件可选用含钨或钼的合金钢。
注意事项将淬火成马氏体的钢加热到临界点A1以下某个温度，保温适当时间，再冷到室温的一种热处理工艺回火的目的在于消除淬火应力，使钢的组织转变为相对稳定状态在不降低或适当降低钢的硬度和强度的条件下改善钢的塑性和韧性，以获得所希望的性能。
中碳和高碳钢淬火后通常硬度很高，但很脆，一般需经回火处理才能使用钢中的淬火马氏体，是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方结构，其正方度c/a随含碳量的增加而增大（c/a=1+0.045wt%C）马氏体组织在热力学上是不稳定的，有向稳定组织过渡的趋势。
许多钢淬火后还有一定量的残留奥氏体，也是不稳定的，回火过程中将发生转变因此，回火过程本质上是在一定温度范围内加热粹火钢，使钢中的热力学不稳定组织结构向稳定状态过渡的复杂转变过程转变的内容和形式则视淬火钢的化学成分和组织，以及加热温度而有所不同（见马氏体相变）。
调整淬硬钢以便使用的第三步通常是回火除了等温淬火钢通常在淬火状态下使用外，大多数钢都不能在淬火状态下使用为产生马氏体而采取的激冷使钢很硬，产生宏观内应力和微观内应力，使材料塑性很低，脆性极大为减少这种危害，可通过将钢再加热到A1线低温转变以下某一温度。
淬火钢回火时产生的结构变化是时间和温度的函数?其中温度是最重要的必须要强调，回火不是硬化方法，而是刚好相反回火钢是将经热处理硬化的钢?通过回火时的再加热来释放应力、软化和提高塑性 回火引起的结构变化和性能改变取决于钢重新加热的温度。
温度越高，效果越大，所以温度的选择通常取决于牺牲硬度和强度换取塑性和韧性的程度重新加热到100℃以下，对淬火普碳钢影响不大，在100℃到200℃之间?结构会发生某些变化，在200℃以上?结构和性能显著变化。
在紧靠着A1温度以下的长时间加热会产生与球化退火过程类似的球化结构 在工业上，通常要避免在250℃到425℃范围内回火，因为这个范围内回火的钢经常会产生无法解释的脆性或塑性丧失现象一些合金钢在425℃到600℃范围内，也会产生“回火脆性”，特别是从（或通过）这个温度范围缓慢冷却时出现。
当这些钢必须高温回火时，它们通常加热到600℃以上并快速冷却当然，从这个温度快冷不会产生硬化，因为没有进行奥氏体化碳钢的回火过程淬火碳钢回火过程中的组织转变对于各种钢来说都有代表性回火过程包括马氏体分解，碳化物的析出、转化、聚集和长大，铁素体回复和再结晶，残留奥氏体分解等四类反应。
低、中碳钢回火过程中的转变示意地归纳在图1中根据它们的反应温度，可描述为相互交叠的四个阶段第一阶段回火（250℃以下） 马氏体在室温是不稳定的，填隙的碳原子可以在马氏体内进行缓慢的移动，产生某种程度的碳偏聚。
随着回火温度的升高，马氏体开始分解，在中、高碳钢中沉淀出ε-碳化物（图2），马氏体的正方度减小高碳钢在 50～100℃回火后观察到的硬度增高现象，就是由于ε-碳化物在马氏体中产生沉淀硬化的结果（见脱溶）。
ε-碳化物具有密排六方结构，呈狭条状或细棒状，和基体有一定的取向关系初生的 ε-碳化物很可能和基体保持共格在250℃回火后，马氏体内仍保持含碳约0.25%含碳低于 0.2%的马氏体在200℃以下回火时不发生ε-碳化物沉淀，只有碳的偏聚，而在更高的温度回火则直接分解出渗碳体。
第二阶段回火（200～300℃） 残留奥氏体转变回火到200～300℃的温度范围，淬火钢中原来没有完全转变的残留奥氏体，此时将会发生分解，形成贝氏体组织在中碳和高碳钢中这个转变比较明显含碳低于 0.4%的碳钢和低合金钢，由于残留奥氏体量很少，所以这一转变基本上可以忽略不计。
第三阶段回火（200～350℃） 马氏体分解完成，正方度消失ε-碳化物转化为渗碳体 (Fe3C）这一转化是通过 ε-碳化物的溶解和渗碳体重新形核长大方式进行的最初形成的渗碳体和基体保持严格的取向关系渗碳体往往在ε-碳化物和基体的界面上、马氏体界面上、高碳马氏体片中的孪晶界上和原始奥氏体晶粒界上形核（图3）。
形成的渗碳体开始时呈薄膜状，然后逐渐球化成为颗粒状的Fe3C第四阶段回火（350～700℃） 渗碳体球化和长大，铁素体回复和再结晶渗碳体从400℃开始球化，600℃以后发生集聚性长大过程进行中，较小的渗碳体颗粒溶于基体，而将碳输送给选择生长的较大颗粒。
位于马氏体晶界和原始奥氏体晶粒间界上的碳化物颗粒球化和长大的速度最快，因为在这些区域扩散容易得多铁素体在350～600℃发生回复过程此时在低碳和中碳钢中，板条马氏体的板条内和板条界上的位错通过合并和重新排列，使位错密度显著降低，并形成和原马氏体内板条束密切关联的长条状铁素体晶粒。
原始马氏体板条界可保持稳定到600℃；在高碳钢中，针状马氏体内孪晶消失而形成的铁素体，此时也仍然保持其针状形貌在600～700℃间铁素体内发生明显的再结晶，形成了等轴铁素体晶粒此后，Fe3C颗粒不断变粗，铁素体晶粒逐渐长大。
合金元素的影响对一般回火过程的影响 合金元素硅能推迟碳化物的形核和长大，并有力地阻滞ε-碳化物转变为渗碳体；钢中加入2%左右硅可以使ε-碳化物保持到400℃在碳钢中，马氏体的正方度于300℃基本消失，而含Cr、Mo、W、V、Ti和Si等元素的钢，在450℃甚至 500℃回火后仍能保持一定的正方度。
说明这些元素能推迟铁碳过饱和固溶体的分解反之，Mn和Ni促进这个分解过程（见合金钢）合金元素对淬火后的残留奥氏体量也有很大影响残留奥氏体围绕马氏体板条成细网络；经300℃回火后这些奥氏体分解，在板条界产生渗碳体薄膜。
残留奥氏体含量高时，这种连续薄膜很可能是造成回火马氏体脆性（300～350℃）的原因之一合金元素，尤其是Cr、Si、W、Mo等，进入渗碳体结构内，把渗碳体颗粒粗化温度由350～400℃提高到500～550℃，从而抑制回火软化过程，同时也阻碍铁素体的晶粒长大。
特殊碳化物和次生硬化 当钢中存在浓度足够高的强碳化物形成元素时，在温度为450～650℃范围内，能取代渗碳体而形成它们自己的特殊碳化物形成特殊碳化物时需要合金元素的扩散和再分配，而这些元素在铁中的扩散系数比C、N等元素要低几个数量级。
因此在形核长大前需要一定的温度条件基于同样理由，这些特殊碳化物的长大速度很低在450～650℃形成的高度弥散的特殊碳化物，即使长期回火后仍保持其弥散性图4表明，在450～650℃之间合金碳化物的形成对基体产生强化作用，使钢的硬度重新升高，出现峰值。
这一现象称为次生硬化钢在回火后的性能淬火钢回火后的性能取决于它的内部显微组织；钢的显微组织又随其化学成分、淬火工艺及回火工艺而异碳钢在100～250℃之间回火后能获得较好的力学性能合金结构钢在200～700℃之间回火后的力学性能的典型变化如图5所示。
从图5可以看出，随着回火温度的升高，钢的抗拉强度σb单调下降；屈服强度σ0.3 先稍升高而后降低；断面收缩率ψ和伸长率δ不断改善；韧性（用断裂韧度K1c为指标）总的趋势是上升，但在300～400℃之间和500～550℃之间出现两个极小值，相应地被称为低温回火脆性与高温回火脆性。
因此，为了获得良好的综合力学性能，合金结构钢往往在三个不同温度范围回火：超高强度钢约在200～300℃；弹簧钢在460℃附近；调质钢在550～650℃回火碳素及合金工具钢要求具有高硬度和高强度，回火温度一般不超过200℃。
回火时具有次生硬化的合金结构钢、模具钢和高速钢等都在500～650℃范围内回火回火脆性低温回火脆性 许多合金钢淬火成马氏体后在250～400℃回火中发生的脆化现象已经发生的脆化不能用重新加热的方法消除，因此又称为不可逆回火脆性。
引起低温回火脆性的原因已作了大量研究普遍认为，淬火钢在250～400℃范围内回火时，渗碳体在原奥氏体晶界或在马氏体界面上析出，形成薄壳，是导致低温回火脆性的主要原因钢中加入一定量的硅，推迟回火时渗碳体的形成，可提高发生低温回火脆性的温度，所以含硅的超高强度钢可在300～320℃回火而不发生脆化，有利于改进综合力学性能。
高温回火脆性 许多合金钢淬火后在500～550℃之间回火，或在600℃以上温度回火后以缓慢的冷却速度通过500～550℃区间时发生的脆化现象如果重新加热到600℃以上温度后快速冷却，可以恢复韧性，因此又称为可逆回火脆性。
已经证明，钢中P、Sn、Sb、As等杂质元素在500～550℃温度向原奥氏体晶界偏聚，导致高温回火脆性；Ni、Mn等元素可以和P、Sb等杂质元素发生晶界协同偏聚（cosegregation),Cr元素则又促进这种协同偏聚，所以这些元素都加剧钢的高温回火脆性。
相反，钼与磷交互作用，阻碍磷在晶界的偏聚，可以减轻高温回火脆性稀土元素也有类似的作用钢在 600℃以上温度回火后快速冷却可以抑止磷的偏析，在热处理操作中常用来避免发生高温回火脆性
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