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金属学资料
简答题
简述碳对缓冷钢显微组织和性能的影响
答对组织的影响：
碳是决定碳钢在缓冷后组织和性能的主要元素。
碳对缓冷后钢显微组织的影响是：
在亚共析钢范围内，随含碳量增加，铁素体相对量减少，珠光体的相对量增加；达到共析成分时，全部为珠光体；在过共析钢范围内，随含碳量增加，先共析渗碳体相对量增多，珠光体相对量减少。
对性能的影响：
随钢种含碳量的增加，碳钢在热轧状态下的硬度呈直线上升，范性和韧性降低。
在亚共析范围内，碳对抗拉强度的影响是，随含碳量增加，抗拉强度不断提高。
超过共析含碳量以后，抗拉强度提高减缓，以致于最后抗拉强度随含碳量增加而降低。
在亚共析范围内，抗拉强度随珠光体相对量增加而提高；在过共析范围内，抗拉强度的变化是因为先共析渗碳体量增多，并沿原奥氏体晶界析出，形成网状，使钢的脆性增大，容易发生早期断裂，从而降低抗拉强度。
含碳量增加时碳钢的耐腐蚀性降低，同时碳也使碳钢的焊接性能和冷加工（冲压、拉拔）性能变坏。
简述热变形钢的组织形式
1纤维状组织
钢凝固时所产生的枝晶偏析具有相对稳定性。
由枝晶偏析显示的“初生晶粒”随钢坯外形改变而延伸。
处于原枝晶间的范性夹杂物也一起形变。
随着形变量的加大，“初生晶粒”从最初的柱状或等轴形逐渐变成条带状或者纺锤形。
被延伸拉长的枝晶干和枝晶间就构成了形变钢中的“纤维”。
2带状组织
热变形钢试样磨片用含CuCl2的试剂浸蚀后放在显微镜下观察，发现原来在肉眼观察时所看到的那些纤维经过放大以后变成黑白交替的条带，称之为原始带状组织，它是由树枝状结晶（偏析）所引起的。
其中黑色条带相当于原树枝状晶较纯的枝干，白色条带相当于原富含杂质的枝间区域。
在热变形钢中还会出现另外一种形式的带状组织。
这种带状组织使用普通硝酸酒精试剂侵蚀的情况下就能显露出来。
这里所看到的交替相间的条带是由不同的组织构成，称为“显微组织带状”。
这些不同的组织是固态相变的结果，所以也把这种带状组织称为二次带状组织。
二次带状组织的形成意味着碳在固态相变中发生了不均匀的重新分布（二次碳偏析）。
只有在一次带状组织的基础上才会出现二次带状组织，二次带状组织有两种情况：
①在铁素体条带中含有硅酸盐，同时珠光体条带中含有硫化物。
也就是说，铁素体出现在原枝晶干，珠光体出现在原枝晶间。
这种二次带状的碳浓度分布与凝固时碳的枝晶偏析是一致的，称为“顺态”的二次碳偏析。
②在铁素体条带中含有硫化物，同时珠光体条带中含有硅酸盐。
这种情况表明，在固态相变时发生了碳浓度分布的逆转，碳从枝间处扩散到了枝干。
这种二次带状的碳浓度分布称为“逆态”的二次碳偏析。
带状组织使钢的力学性能具有方向性，使钢的横向范性和韧性降低。
铁素体珠光体带状组织还使钢的切削加工性变坏。
钢材若出现了带状组织，加工时其表面光洁度就差；渗碳时易引起渗层不均匀，热处理时易产生变形且硬度不均匀等缺陷。
3魏氏组织
凡新相从母相中脱溶析出，新旧相之间有一定的位向关系，同时新相的中心平面与母相的一定结晶学平面重合时，这样一种具有纹理特征的组织可统称为魏氏组织。
在亚共析钢中，当从奥氏体相区缓慢冷却通过Ar3-Ar1温度范围时，铁素体沿奥氏体晶界析出，呈块状。
如果冷却速度加快时，则铁素体不仅沿奥氏体晶界析出生长，而且还形成许多铁素体片插向奥氏体晶粒内部，铁素体片之间的奥氏体最后变为珠光体。
这些分布在原奥氏体晶粒内部呈片状的先共析铁素体称为魏氏组织铁素体。
如果奥氏体比较粗大，冷却速度又比较快时，一般来讲，容易产生魏氏组织铁素体。
退火可消除魏氏组织。
4“反常”组织
在原奥氏体晶界分布着粗厚的网状渗碳体，在此粗厚渗碳体的两边有很宽的游离铁素体，这样的组织称为“反常”组织。
研究指出，钢在奥氏体相区加热温度越低（特别是在Acm-A1温度区间加热时），奥氏体就越不均匀，其中含有大量未溶的碳化物或氮化物。
越是在这种加热条件下，越容易形成“反常”组织。
就冷却条件来说，冷却越缓慢，以致Ar1温度非常接近A1温度时，越容易产生“反常”组织。
钢的含碳量与共析含碳量相距越远时，形成“反常”组织的倾向就越大。
此外，“反常”组织的出现也与钢中的含氮量和加铝量有关。
所有这些条件都是和离异共析体形成的基本原理相一致。
5网状碳化物
过共析钢轧后在冷却过程中沿奥氏体晶界析出先共析渗碳体。
依钢的含碳量、形变终止温度和冷却速度的不同，先共析渗碳体呈半连续或连续网状。
减轻或者消除亚共析钢中的铁素体珠光体带状组织的措施是什么？
⑴减轻原始带状偏析程度（方法：
①钢锭中柱状晶要比等轴晶的枝晶偏析程度轻②枝晶比较细时通过扩散退火能达到更好的均匀化效果③钢锭的偏析随钢锭重量增加而加大，随冷却速度的加快而减轻④扩散退火）
⑵抑制或者减轻原始带状组织对二次带状的影响。
⑶在设计钢的成分时，升高和降低A3温度（912℃）的元素如硅-锰，锰-硫等要互相搭配，这样在发生枝晶偏析以后，由于几种杂质元素的影响互相抵消，枝干和枝间两区域A3温度差别很小，从而有利于避免铁素体珠光体带状组织产生。
⑷加速热变形钢的冷却速度，借以抑制碳在原始带状基础上的长距离扩散。
⑸将钢材加热后空冷（正火），或者适当提高钢坯或钢材的加热速度，使奥氏体晶粒尺寸超过原始带状的条带宽度。
简述石墨化的温度阶段
第一阶段：
从铸铁的液相中结晶出一次石墨（过共晶合金）和通过共晶反应结晶出共晶石墨。
或者在铸铁凝固过程中通过渗碳体在共晶温度以上的高温分解形成石墨。
中间阶段：
从铸铁的奥氏体相中直接析出二次石墨，或者通过渗碳体在共晶温度或共析温度之间发生分解而形成石墨。
第二阶段：
在铸铁的共析转变过程中析出石墨，或者通过渗碳体在共析温度附近及其以下温度发生分解形成石墨。
进行石墨化时，不仅需要碳原子在溶液或固溶体中的扩散集聚，而且还需要铁原子从碳的集聚处扩散掉。
温度越低，原子的活动性愈小，石墨化过程也就愈困难。
所以，在铸铁的连续冷却过程中，温度较低的第二阶段石墨化往往不能进行到底。
一般来说，凡是能削弱铁原子和碳原子之间的结合力的元素以及能增大铁原子扩散能力的元素大多能促进石墨化，比如：
锆、钴、磷、铜、镍、钛、硅、碳、铝等；反之，则阻碍石墨化，比如：
钨、锰、钼、硫、铬、钒、镁、铈、硼等。
简述几种常见的铸铁
⑴白口铸铁：
其中碳除少量溶于铁素体外，绝大部分以渗碳体的形式存在于铸铁中。
白口铸铁断口呈亮白色，组织中都存在共晶莱氏体，性能硬而脆，很难切削加工。
白口铸铁除主要用作炼钢原料外，还用来生产可锻铸铁。
⑵麻口铸铁：
碳一部分以石墨形式存在，另一部分以自由渗碳体形式存在，断口呈黑白相间的麻点。
⑶灰口铸铁：
其中碳全部或大部分以片状石墨形式存在。
灰口铸铁断裂时，裂纹沿各个石墨片发展，因而断口呈暗灰色。
⑷可锻铸铁：
又称展性铸铁，有白口铸铁经石墨化退火后制成，其中碳以团絮状石墨形式存在。
⑸球磨铸铁：
钢液在浇注前经过球化处理，碳主要以球状石墨形式存在。
⑹冷硬铸铁：
将钢液注入放有冷铁的模中制成。
与冷铁相接触的铸铁表面层由于冷却速度比较快，故铸铁组织在一定厚度内属于白口，因而硬度高，耐磨性好；而远离冷铁的深层部位，由于冷却速度较小，得到的组织为灰口；在白口和灰口之间的过渡区域呈麻口。
冷硬铸铁用于制造轧辊、车轮等。
⑺蠕墨铸铁：
钢液在浇注前经过蠕化处理，碳主要以介于片状和球状之间的石墨形式存在，它是近年发展起来的一种新型铸铁
简述钢加热时奥氏体化的组织转变过程
奥氏体的形成过程：
任何成分碳钢加热到Ac1以上，珠光体就向奥氏体转变；加热到Ac3或Accm以上，将全部变为奥氏体。
这种加热转变也称奥氏体化。
⑴形核：
将珠光体加热到Ac1以上，在铁素体和渗碳体的相界面上奥氏体优先形核。
这是因为相界面上原子排列不规则，处于能量较高状态，具备形核所需的结构起伏和能量起伏条件，同时相界面上处于碳浓度过渡，易出现浓度起伏，符合奥氏体所需的碳浓度，所以奥氏体晶核优先在相界面上形成。
⑵长大：
当奥氏体在铁素体和渗碳体相界面上形核后，建立起界面浓度平衡，从而在奥氏体和铁素体内部出现浓度差，碳原子由高浓度向低浓度扩散，使C2、C4浓度降低，而C1、C3浓度升高，从而破坏浓度平衡。
必须通过渗碳体逐渐溶解，以提高C2、C4，同时产生a→r转变，以降低C1、C3，维持界面浓度平衡。
如此所进行的碳原子扩散，渗碳体溶解，a→r点阵重构的反复，奥氏体逐渐长大。
⑶残余渗碳体的溶解：
奥氏体向铁素体方向推进的速度要大得多，铁素体总是比渗碳体消失得早。
铁素体消失后，随着保温时间的延长，通过碳原子扩散，残余渗碳体逐渐溶入奥氏体，使奥氏体逐步趋近共析成分。
⑷奥氏体的均匀化：
残余奥氏体完全溶解后，奥氏体中碳浓度仍是不均匀的，原先是渗碳体的位置碳浓度较高，原先是铁素体的位置碳浓度较低。
为此必须继续保温，通过碳原子扩散，获得均匀化奥氏体。
影响奥氏体形成速度的因素
⑴加热温度的影响
一方面，由于珠光体转变为奥氏体的过程是扩散相变的过程，随着加热温度的升高，原子扩散系数增加，特别是碳在奥氏体中的扩散系数增加，加快了奥氏体的形核和长大速度。
同时加热温度升高，奥氏体中的碳浓度差增大，浓度梯度加大，故原子扩散速度加快。
另一方面，加热温度升高，奥氏体与珠光体的自由能差增大，相变驱动力增大，所以，随奥氏体形成温度的升高，奥氏体的形核率和长大速度急剧增加，因此，转变的孕育期和转变所需的时间显著缩短，加热温度越高，转变孕育期和完成转变的时间越短
⑵原始组织的影响
在化学成分相同的情况下，随原始组织中碳化物分散度的增大，不仅铁素体和渗碳体相界面增多，加大了奥氏体的形核率；而且由于珠光体片层间距减小，使奥氏体中的碳浓度梯度增大，使碳原子的扩散距离减小，这些都使奥氏体的长大速度增加。
因此，钢的原始组织越细，则奥氏体的形成速度越快。
⑶化学成分的影响
①质量分数的影响
钢中含碳质量分数越高，奥氏体的形成速度越快。
这是因为随含碳质量分数增加，渗碳体的数量相应地增加，铁素体和渗碳体相界面的面积增加，因此增加了奥氏体形核的部位，增大奥氏体的形核率。
同时，碳化物数量增加，又使碳的扩散距离减小，碳浓度梯度增大，以及随奥氏体中含碳量质量分数增加，碳和铁原子的扩散系数将增大，从而增大奥氏体的长大速度。
②合金元素的影响
首先，合金元素影响了碳在奥氏体中的扩散速度，碳化物形成元素大大减小了碳在奥氏体中的扩散速度。
故显著减慢了奥氏体的形成速度，非碳化合物形成元素增加碳在奥氏体中的扩散速度，因而加快了奥氏体的形成速度。
其次合金元素改变了钢的临界温度，故改变了奥氏体转变时的过热度，从而改变了奥氏体与珠光体的自由能差，因而改变了奥氏体的形成速度。
第三，合金元素在珠光体中的分布是不均匀的，因此合金钢的奥氏体均匀化过程除了碳在奥氏体中的均匀化外，还包括了合金元素的均匀化。
影响奥氏体晶粒长大的因素
⑴加热温度的影响
奥氏体形成后，随着加热温度升高，晶粒急剧长大。
温度对奥氏体晶粒长大的影响最为显著。
⑵保温时间的影响
在相变温度以上任何温度保温时，奥氏体都有一个加速长大期。
当经理达到一定尺寸后，长大速度趋于缓慢。
⑶加热速度的影响
加热速度越大，过热度越大，形核率越高，奥氏体的起始晶粒越细。
快速加热至高温，短时保温，可获得细晶粒组织。
⑷化学成分的影响
含碳量对钢的奥氏体晶粒长大有明显影响。
当钢的含碳量不超过一定限度时，在相同加热条件下，奥氏体晶粒随钢种含碳量增加而急剧长大。
这是因为碳的扩散速度和铁的扩散速度都随含碳量的增加而增大。
但当含碳量超过一定限度时，随含碳量增大，奥氏体晶粒反而减小。
简述过冷奥氏体冷却时的组织转变
⑴高温珠光体型转变
奥氏体在A1-550℃之间，转变产物为珠光体（铁素体和渗碳体的混合物）。
再此温度区间内，原子的扩散能力较强，容易在奥氏体晶界上产生高碳的渗碳体晶核和低碳的铁素体晶核，并实现晶格重构，属于扩散型相变，也可称为高温转变。
⑵中温贝氏体型转变
在550℃-MS（230℃）温度范围内，过冷度较大，铁原子难以扩散，仅有碳原子扩散，过冷奥氏体转变速度下降，孕育期逐渐延长，这主要通过相变驱动力来改变晶格结构，通过碳原子扩散形成碳化物，属于半扩散型转变，转变产物为贝氏体型组织。
⑶低温马氏体型转变
当钢加热到奥氏体后，奥氏体被迅速过冷至MS以下时，铁、碳原子都已失去了扩散能力，但过冷度较大，相变驱动力足以使面心立方的奥氏体转变为体心立方的马氏体，并保持原奥氏体的成分。
这种转变属于非扩散型转变，转变产物为马氏体。
简述影响过冷奥氏体等温转变图的因素
⑴含碳量的影响：
亚共析钢加热到Ac3以上，过共析钢加热到Ac1以上的正常热处理加热条件下，随着含碳量的增加，亚共析钢的C曲线向右移；过共析钢的C曲线向左移。
故在碳钢中以共析钢的过冷奥氏体最稳定。
⑵合金元素的影响：
除钴外所有合金元素的溶入，均增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。
其中，非碳化合物或弱碳化合物形成元素，如硅、镍、铜和锰等不改变C曲线的形状，仍保持一个“鼻尖”，至改变C曲线位置；中强或强碳化物形成元素，如铬、钼、钨、钒和钛等溶入奥氏体，不仅使C曲线右移，并使珠光体转变和贝氏体转变区分离，出现两个“鼻尖”，即变成双C曲线。
上部C曲线是等温转变形成珠光体区域；下部C曲线是等温转变形成贝氏体区域，其间存在着过冷奥氏体的亚稳定区。
必须指出，强碳化合物形成元素只有溶入奥氏体，才能增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。
如以不溶的碳化物存在，反而有利于奥氏体的分解，降低过冷奥氏体的稳定性。
⑶加热温度和时间的影响：
当原始组织相同时，随加热温度的升高和保温时间的延长，奥氏体成分更加均匀，晶粒长大，晶界面积减小，从而降低冷却时相变的晶核数目，提高过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。
⑷原始组织的影响：
在相同加热条件下，原始组织越细小，越均匀，加热时越容易得到均匀的奥氏体，过冷奥氏体也越稳定。
⑸外加应力和塑性变形的影响：
一般来说，因奥氏体比容最小，转变时体积膨胀。
三向压应力阻碍过冷奥氏体的转变，使C曲线右移；三向拉应力有利于过冷奥氏体的转变，使C曲线左移。
奥氏体塑性变形时会造成晶粒破碎和碳化物的析出，降低奥氏体的稳定性，使C曲线左移。
马氏体具有高强度和高硬度的原因是什么？
⑴过饱和碳引起强烈的正方畸变，形成以碳原子为中心的应力场，这种应力场与位错的交互作用使马氏体显着强化，即固溶强化，这个是主要的。
⑵板条状马氏体内的高密度位错，片状马氏体内精细孪晶，产生亚结构强化。
⑶马氏体形成过程中的自回火现象，使碳原子沿晶体缺陷偏聚或碳化物弥散析出，钉扎位错，从而产生时效强化。
⑷原始奥氏体晶粒大小及板条马氏体束大小对马氏体强度的影响。
原始奥氏体晶粒越细小，马氏体板条束越小，则马氏体强度越高。
这是由于相界面阻碍位错的运动造成的马氏体强化。
简述淬火钢在回火时的组织变化过程
1马氏体中碳原子的偏聚
⑴含碳量小于0.2%的低碳马氏体中，绝大部分碳原子偏聚到高密度的位错线上，形成柯氏气团。
这是由于碳原子和位错的弹性应力场的交互作用，使碳原子被弹性地吸引到位错线上，也称弹性偏聚。
马氏体的含碳量为0.2%时，偏聚已达饱和状态。
⑵含碳量大于0.2%的马氏体，超过0.2%的碳原子以不再偏聚到位错附近，而在垂直c轴的（001）m面上偏聚，伴随有化学自由能降低，正方度c/a增加，硬度、强度有所提高，称为化学偏聚。
这种偏聚也为析出亚稳定ε碳化物作准备。
2马氏体的分解
马氏体的分解是自发进行的降低系统自由能的过程，是过饱和碳从固溶体中析出的脱溶过程，可分为两个阶段。
高碳马氏体在100-150℃回火为马氏体分解的第一阶段。
碳原子只做短距离迁移，析出的ε碳化物片从周围取得碳原子长大，从而形成贫碳区，远离ε相的地区仍是高碳区，故称为马氏体的二相式分解。
150℃以上回火为马氏体分解的第二阶段，发生连续式分解、碳原子可以作较长距离的迁移，随ε碳化物的析出，α相碳浓度均匀降低，马氏体分解可延续到350℃，此时c/a趋近于1。
实验指出，回火温度越高，马氏体碳浓度越低，析出的ε碳化物越多。
3残余奥氏体的转变
含碳量超过0.5%的碳钢或低合金钢，淬火后总有少量残余奥氏体存在，在200-300℃范围内回火时，残余奥氏体分解为过饱和α固溶体和薄片状ε碳化物的复相组织，二者保持共格，一般认为是回火马氏体或下贝氏体。
研究证明，残余奥氏体的转变与过冷奥氏体转变一样，也是一个形核和长大的过程，转变生成贝氏体后也出现浮凸现象。
4碳化物的转变
在250-400℃回火时，碳钢马氏体中过饱和碳原子几乎全部脱溶，析出比ε碳化物更稳定的碳化物。
一种是χ碳化物，具有单斜晶系；另一种是θ碳化物，也就是渗碳体。
研究证明，条状马氏体在上述温度范围回火时，会直接析出θ相（渗碳体）。
这种相以薄片或短杆状形成于马氏体的位错线或界面上。
高碳钢中的淬火马氏体和残余奥氏体在低温回火时，分解成α相和ε相，两相之间保持共格联系。
5碳化物的聚集长大和α相回复、再结晶
当回火温度高于400℃时，渗碳体明显聚集长大并球化，无论片状渗碳体的球化或粒状渗碳体的长大，都通过小颗粒溶解，大颗粒长大的机理进行。
由于碳原子的扩散能力近一步增强，铁原子的扩散能力开始恢复，α相中过饱和固溶碳原子全部脱溶，其本身正方度消失，逐渐回复与再结晶，组织中的碳化物也将聚集和球化。
对于条状马氏体来说，回火温度超过400℃时，马氏体的位错密度逐渐降低，剩下的位错又形成二维位错网络，排列成“墙”，构成α相中的亚晶界，从而将其分割成许多亚晶粒。
同时，α相中的点阵畸变逐渐消失，称为α相的回复阶段。
但是仍保持条形形态。
只有回火温度超过600℃时，α相发生再结晶由位错密度降低的等轴晶粒代替回复时的条状组织，条状马氏体形态才消失。
对于高碳钢中的片状马氏体来说，当回火温度超过250℃时，孪晶开始消失，出现位错胞和位错线，显微裂纹逐渐被填合。
回火温度达400℃时，孪晶全部消失，α相回复，逐渐形成多边化亚晶粒，仍保持片状特征。
当温度高于600℃时，片状马氏体形态消失，等轴状α相代替片状α相。
钢回火转变后的组织有哪些？
1回火马氏体
高碳钢在150-250℃低温回火，得到回火马氏体组织。
回火马氏体光学显微镜下呈暗黑色片状组织，比淬火马氏体易受腐蚀。
在电子显微镜下可以观察到片状α相内分布着薄片状ε碳化物，两者保持共格关系。
低碳板条状马氏体低温回火后，只是碳原子的偏聚，与淬火马氏体没有显着差别。
2回火屈氏体
在350-500℃进行中温回火后，得到回火屈氏体组织。
其组织特征是：
α相仍保持板条状或者片状形态，其上分布着微细粒状渗碳体，在光学显微镜下难以分辨，在电子显微镜下才能辨清两相。
3回火索氏体
在500——650℃进行高温回火，得到回火索氏体组织。
其组织是由细粒状渗碳体和等轴状铁素体所构成的复相组织。
4粒状珠光体
在650-A1之间回火时，粒状渗碳体明显粗化。
此种粒状珠光体与球化退火所得到的组织相同。
范性很好，强度较低。
简述淬火钢回火时力学性能与回火温度之间的关系
⑴硬度与回火温度之间的关系
中、低碳钢在250℃一下回火时，机械性能无明显变化。
这是因为只有碳的偏聚，而无其他组织变化。
高碳钢则不同，由于ε相共格析出，引起弥散强化，硬度略有升高。
250-400℃回火时，一方面由于马氏体分解、正方度减小以及碳化物转变和聚集长大，硬度趋于降低；另一方面，由于残余奥氏体转变为下贝氏体，硬度则有所升高。
二者综合影响，使得中、低碳钢硬度下降，而高碳钢硬度升高。
回火温度在400℃以上升高时，产生α相的回复与再结晶及碳化物聚集并球化，均使硬度下降。
⑵强度和塑性与回火温度的关系
高、中、低碳钢回火时，弹性极限随回火温度上升而增加，大约在350℃左右出现峰值。
这与回火过程中碳的偏聚、ε碳化物的析出、α相中碳过饱和度下降以及渗碳体析出α相回复等组织结构变化相联系。
钢的塑性一般随回火温度的升高而加大。
⑶冲击韧性与回火温度之间的关系
随着回火温度的升高，碳钢冲击值（αk）变化的总趋势是增加的。
但是，高碳钢经扭转冲击试验，可测出250℃左右回火后冲击值下降的脆化现象。
⑷断裂韧性与回火温度之间的关系
在400℃以下，随回火温度增高，断裂韧性和冲击韧性均降低。
400℃以上回火时，断裂韧性增大。
解释碳钢回火脆性的定义、原因及消除或改善方法
在250-400℃和450-650℃区域存在着冲击韧显著下降的现象，这种脆化现象称为回火脆性。
⑴其中在250-400℃范围内回火时出现的脆性称为第一类回火脆性，存在于一切钢种之中。
此后若重新加热至第一类回火脆化温区，也不再出现脆性。
故又称不可逆回火脆性。
因其出现与低温回火温度范围，故又称低温回火脆性。
发生第一类回火脆性的钢件，断口呈晶间断裂；无第一次回火脆性的钢件，呈穿晶断裂。
消除或改善的方法：
① 以极快的速度加热和冷却以及高温形变热处理。
② 以非碳化合物形成元素（Si）来合金化，一起有效地推迟马氏体脱溶的作用，使低温回火脆性温度区上移，从而使钢获得高强韧性。
导致第一类回火脆性的原因是ε相转变θ相或χ相，沿板条马氏体的条间、束界或片状马氏的孪晶带和晶界上析出，引起钢的韧性明显降低。
⑵淬火的合金钢在450-650℃范围内回火后，进行慢冷所出现的脆性，称为高温回火脆性。
已产生脆性的工件，重新加热到600℃以上保温，然后快冷，则可消除此类脆性。
如在600℃以上再次加热慢冷，脆性又将出现，故也称为可逆回火脆性。
产生第二类回火脆性的原因是：
锑、锡、砷、磷等杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物方式析出，是导致第二类回火脆性的主要原因。
为了防止高温回火脆性，可在钢中加入0.5%钼或1%钨，抑制杂质元素向晶界偏聚，这种方法适用于大工件。
对于中小工件，可采用高温回火后快冷，抑制杂质元素偏聚。
介绍几种常见的退火工艺、目的及应用
1完全退火
将亚共析钢加热至Ac3以上20-30℃，保温足够时间奥氏体化后，随炉缓慢冷却，从而接近平衡的组织，这种热处理工艺称为完全退火。
经浇注并模冷后的钢锭和铸钢件，或终轧终止温度过高的热锻轧件，晶粒粗大，易得魏氏组织，并存在着内应力。
可通过完全退火来细化晶粒、均匀组织、消除内应力、降低硬度，便于切削加工，并为加工后零件的淬火做好组织准备。
完全退火只适用于亚共析钢，不宜用于过共析钢。
过共析钢若加热至Acm以上单相奥氏体区，缓冷后会析出网状二次渗碳体，使钢的强度、范性和韧性大大降低。
2不完全退火
亚共析钢在Ac1-Ac3之间或过共析钢在Ac1-Accm之间两相区加热，保温足够时间，进行缓慢冷却的热处理工艺，称为不完全退火。
如果亚共析钢的终轧终止温度适当，并未引起晶粒粗化，铁素体和珠光体的分布又无异常现象，采用不完全退火，可以进行部分重结晶，起到细化晶粒，改善组织，降低硬度和消除内应力的作用。
亚共析钢的不完全退火温度一般为740-780℃，其优点是加热温度低，操作条件好，节省燃料和时间。
过共析钢退火是为了细化和均匀组织，降低硬度和消除内应力。
3等温退火
等温退火是将钢件加热到临界温度（过共析钢Ac1或亚共析钢Ac3）以上奥氏体化，然后将钢件移入另一温度稍低于Ar1的炉中等温停留，不可太高也不宜过低。
太高则等温时间过长，且硬度偏低；过低则硬度偏高。
原则是在保证硬度合格的条件下，尽量选用较低的等温温度，以缩短等温时间，提高劳动生产率。
当转变完成后，出炉空冷至室温。
等温退火时转变易于控制，更适用于过冷奥氏体稳定性高的合金钢，可以节省钢件在炉内的时间，提高退火炉的周转率。
4球化退火
球化退火是使钢中的碳化物球化，获得粒状珠光体的热处理工艺，主要用于过共析钢，如碳素工具钢、低合金工具钢和滚珠轴承钢。
球化退火的目的是降低硬度，改善切削加工性能，以及获得均匀的组织，并为最后的淬火处理做组织准备。
其加热温度范围一般取Ac1以上20-30℃
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