第九章 钢的回火转变及回火.ppt

1、1,第九章 钢的回火转变及回火,2,第九章 钢的回火转变及回火,9.1 淬火钢回火时的组织转变 9.2 碳钢回火后的力学性能 9.3 合金元素对回火转变的影响 9.4 回火脆性 9.5 回火工艺,3,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.1 碳原子的偏聚 9.1.2 马氏体的分解 9.1.3 残余奥氏体的转变 9.1.4 渗碳体的形成 9.1.5 a相的回复再结晶和碳化物的聚集长大,4,9.1 淬火钢回火时的组织转变,(1) 碳原子的偏聚回火的预备阶段 (25100以下) (2) 马氏体的分解回火第一阶段 (100250) (3) 残余奥氏体的转变回火第二阶段 (200300) (4) 渗碳

2、体的形成回火第三阶段 (250400) (5) a相的回复再结晶和渗碳体的聚集长大回火第四阶段 (400以上),5,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.1 碳原子的偏聚,Fe-16.7Ni-0.82C合金经奥氏体化后快冷至 -195，然后在-195 100各个温度下回火3h，考察其硬度变化。结果发现，温度超过-80，硬度就开始上升。80回火3h后， Fe-16.7Ni-0.82C合金硬度由原来的54HRC上升到58HRC。检查其显微组织，并未发现该过程中有任何第二相析出。因此推断，100以下回火其硬度的提高是由碳原子的偏聚引起的，其结果类似于时效。,6,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.

3、1.1 碳原子的偏聚,图9.1 Fe-Ni-C马氏体在不同温度时效3h于-196测得的硬度,7,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.1 碳原子的偏聚 在低碳板条马氏体中，碳、氮原子或者偏聚于位错附近的间隙位置，与位错相结合，形成富碳、氮原子的偏聚区；或者沿110M晶面形成富碳、氮的原子团。当w（C）小于0.25%时回火马氏体中不会出现碳原子集群。 在高碳片状马氏体中，则碳原子多偏聚在晶体中的一定晶面（如孪晶面）上，碳原子集群化，形成预脱溶原子团，进而形成长程有序化或调幅结构。,8,透镜状马氏体的偏聚区,透镜状马氏体，由于低能量的位错位置很少，除少量碳原子向位错线偏聚外，大量碳原子将向垂直于

4、马氏体C轴的(100)M面或孪晶面112M上富集，形成薄片状偏聚区，其厚度只有零点几纳米，直径约为1.0nm。 Fe-0.78C-0.65Mn钢，经1200、2h奥氏体化后水淬成马氏体并立即在液氮中深冷，再在室温时效 24h，然后用原子探针测量。结果得出，a基底碳含量为 0.57%，低于平均碳含量，而孪晶界的碳含量为 1.45%。,9,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.1 碳原子的偏聚 碳原子偏聚团仅仅包含几个碳原子，呈透镜状，惯习面为100g，称为“弘津气团”。,图9.2 a-Fe八面体间隙亚点阵中的碳原子偏聚团的外形尺寸,10,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.1 碳原子的偏聚

5、,(a) 5.5h, (100)取向; (b) 2d, (331)取向; (c) 48d, (100)取向 图9.3 Fe-15Ni-1C合金马氏体在室温时效不同时间后的调幅组织(TEM照片),11,室温回火马氏体是以调幅分解机理进行分解的。 调幅分解：过饱和固溶体在一定温度下分解成结构相 同、成分不同的两个相的过程。 Fe-Ni-C合金马氏体在室温短时间时效后，一个精细尺度、粗花呢织物状的碳浓度调幅组织沿马氏体的203方向形成，马氏体内形成一些微小富碳区和贫碳区，相间地规则分布。 室温下碳原子迁移0.2nm的距离则需要20s。这表明，碳原子在室温仍有一定的扩散能力。,12,9.1 淬火钢回火

6、时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解,图9.5 Fe-15Ni-1C马氏体150lh回火后-FexC的TEM照片,-FexC长度 为100 nm的平行于100a的条状薄片。 因100a晶面族中有三个互相垂直的(111) a面，故马氏体内析出的-FexC在空间也是垂直的，而在金相试样观察表面则以一定角度交叉分布 。,13,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解 9.1.2.1 高碳马氏体的分解 (1) 高碳马氏体的双相分解,图9.6 马氏体双相分解示意图,14,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解,图9.7 马氏体双相分解时碳的分布,15,9.1 淬火钢回

7、火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解 9.1.2.1 高碳马氏体的分解 (1) 高碳马氏体的双相分解,16,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解 9.1.2.1 高碳马氏体的分解 (2) 高碳马氏体的单相分解 150300，碳原子的活动能力有所提高，能进行较长距离扩散。因此，-碳化物可从较远处获得碳原子而长大，马氏体的碳浓度连续不断地下降，不会出现两种不同碳浓度截然不同的a相，这就是所谓连续式分解。,17,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解 9.1.2.2 低碳马氏体的分解 含碳量w（C）低于0.2%的板条马氏体在100 200之间回火时没有碳化物

8、的析出，C原子仍然偏聚在位错线附近。这是由于C原子偏聚的能量状态低于析出碳化物的能量状态。当回火温度高于200时，才有可能通过单相分解析出碳化物，使a基体中的碳含量降低。,18,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解 9.1.2.3 中碳钢马氏体的分解 中碳钢在正常淬火时得到低碳板条位错马氏体与高碳片状孪晶马氏体的混合组织，故回火时也兼具低碳马氏体与高碳马氏体的分解特征。,19,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解,图9.8 不同碳含量马氏体回火时碳浓度的变化,20,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解 回火第一阶段转变后，钢的组织由过

9、饱和度降低了的a固溶体和高度弥散分布、与母相a保持共格联系的亚稳碳化物组成，这种组织称为回火马氏体。 体心立方马氏体的含碳量与淬火钢的原含碳量无关，如前所述，均为w(C)0.25%0.30%。,21,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.2 马氏体的分解,22,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.3 残余奥氏体的转变,200300范围属于回火的第二阶段。在这个阶段，将发生残余奥氏体的分解。含碳量w（C）低于0.4%的钢淬火后不出现残余奥氏体，故不存在残余奥氏体的分解转变问题。含碳量w（C）大于0.4%的钢淬火后可能得到马氏体和残余奥氏体。残余奥氏体或者在较高温度范围内（下贝氏体转变区）转

10、变为下贝氏体；或者在Ms点以下较低温度范围内转变为马氏体。,23,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.4 渗碳体的形成,250400的范围属于回火的第三阶段。在这个阶段，将有渗碳体（碳化物）形成。碳含量w(C)低于0.2%的低碳马氏体在200以上回火时，将在碳偏聚区直接析出碳化物；高碳马氏体在250以上回火时，将通过-碳化物和-碳化物等亚稳碳化物的转化，然后再在(112)M和(110)M晶面上及马氏体晶界上形成稳定的渗碳体（碳化物）。淬火钢经过这个阶段的回火，得到回火托氏体。,24,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.4 渗碳体的形成,25,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.4

11、渗碳体的形成,图9.11GCr15钢1200油淬成马氏体后再经 350回火2h所得沿界面分布的-碳化物,26,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.5 a相的回复再结晶和碳化物的聚集长大,高于400的范围属于回火的第四阶段。在这个阶段，相基体将发生回复和再结晶，片状渗碳体也将逐渐球化并聚集长大，残余内应力大幅度消失。 淬火所得到的马氏体中存在大量位错、孪晶等晶体缺陷，中低碳马氏体中位错密度可达0.3 0.9 1012 cm-2，与冷变形金属相似，而且马氏体晶体形状为非等轴状，所以在回火过程中，将发生回复与再结晶。,27,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.5 a相的回复再结晶和碳化物的聚

12、集长大,再结晶后，原来板条状或片状的马氏体的形貌完全消失。一般把淬火钢在500650回火得到的由等轴状铁素体和粒状渗碳体组成的复相组织叫作回火索氏体。回火索氏体在光学显微镜下放大五六百倍才能分辨出来。当回火温度在650Ac1之间，渗碳体颗粒和等轴铁素体晶粒都显著长大，得到粗的粒状渗碳体和铁素体所组成的混合物，这种组织被称为回火珠光体，其金相组织基本上和球化退火组织相同。,28,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.5 a相的回复再结晶和碳化物的聚集长大,图9.12 T8钢回火托氏体中亚晶的TEM像,29,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.5 a相的回复再结晶和碳化物的聚集长大,(a)

13、光学金相照片，1000 图9.13 含0.18%C马氏体经600回火10min后的显微组织,30,9.1 淬火钢回火时的组织转变,9.1.5 a相的回复再结晶和碳化物的聚集长大,(b) TEM照片，20000 图9.13 含0.18%C马氏体经600回火10min后的显微组织,31,表9.1 铁基合金淬火后回火过程的组织转变,32,表9.1 铁基合金淬火后回火过程的组织转变,33,9.2 碳钢回火后的力学性能,图9.14 不同碳含量钢的硬度随回火温度变化的情况,随着回火温度的升高。钢的硬度连续降低。但是，高碳钢在100左右回火时，硬度却略有增高。,34,9.2 碳钢回火后的力学性能,图9.15

14、 含w(C)1.22%钢的硬度与回火温度和时间的关系,35,9.2 碳钢回火后的力学性能,(a) Wc=0.2% (b) Wc=0.41% 图9.16 淬火钢拉伸性能与回火温度的关系,36,9.2 碳钢回火后的力学性能,(c) Wc=0.82% 图9.16 淬火钢拉伸性能与回火温度的关系,37,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.1 回火抗力的提高 9.3.2 二次淬火 9.3.3 二次硬化 9.3.4 合金钢马氏体回火时的组织变化,合金元素对钢的回火转变及回火后的组织和性能有很大影响，这种影响可归纳为几个方面： 延缓钢的软化，提高钢的回火抗力； 引起二次硬化现象； 影响钢的回火脆性。本

15、节只讨论前两个方面，最后一方面将在后面讨论。,38,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.1 回火抗力的提高,钢抵抗回火硬度降低的能力称为回火抗力。合金元素一般都提高回火抗力。 合金元素对低温回火后的硬度影响很小 。随回火温度的提高，合金元素可进一步阻止过渡碳化物向渗碳体的转变及渗碳体颗粒粗化，从而增强回火抗力 。,39,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.1 回火抗力的提高,图9.17 为几种常见合金元素对含0.2%C钢回火引起的硬度增量(HV),40,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.1 回火抗力的提高,图9.17 为几种常见合金元素对含0.2%C钢回火引起的硬度增量(H

16、V),41,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.1 回火抗力的提高,图9.17 为几种常见合金元素对含0.2%C钢回火引起的硬度增量(HV),42,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.1 回火抗力的提高,图9.17 为几种常见合金元素对含0.2%C钢回火引起的硬度增量(HV),43,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.2 二次淬火,当钢中存在较多合金元素时，淬火后将产生大量残余奥氏体。 例如高速工具钢淬火后的残余奥氏体可能高达2030%。 回火保温时残余奥氏体没有分解，在随后的冷却中，残余奥氏体将转变为淬火马氏体。这一现象称为二次淬火。 回火使残余奥氏体恢复了转变为马氏体的能

17、力，这一现象被称为反稳定化或催化。,44,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.2 二次淬火,图9.18 W18Cr4V高速钢TTT曲线,45,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.2 二次淬火,W18Cr4V高速钢经1280淬火到室温后残余奥氏体最高达23%。淬火后被加热到560回火。由于560正好处于高速钢的珠光体与贝氏体转变之间的奥氏体稳定区（图9.18），故在回火过程中残余奥氏体不发生转变。但在回火后的冷却过程中部分残余奥氏体将转变为马氏体。再次在560回火又可使部分残余奥氏体在冷却时转变为马氏体，同时使前一次回火形成的二次淬火马氏体得到回火。经过34次560每次一小时的回火即

18、可使残余奥氏体全部转变为马氏体。,46,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.2 二次淬火,由于残余奥氏体是在回火加热的过程中被催化、在冷却的过程中转化为二次淬火马氏体的，每次转化的数量有限，需要多次处理才能将残余奥氏体全部转变为马氏体，并对二次淬火马氏体进行回火，所以淬火高速钢必须经过34次560每次一小时的回火，才能达到目的，而绝不能采用一次560回火34小时的错误工艺。,47,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.3 二次硬化,一些高合金钢在一次或多次回火后硬度上升的现象，称为二次硬化。 二次硬化现象是由于碳化物弥散析出和（或）残余奥氏体转变为马氏体或贝氏体的二次淬火所致。二次硬

19、化的原因是渗碳体的较粗微粒溶解，被更弥散的特殊碳化物 (TiC、V4C3、Mo2C或W2C)所取代。 二次硬化效应的大小取决于引起二次硬化的合金碳化物的种类、数量、大小和形态。有明显的二次硬化效应的合金碳化物是M2C及MC型碳化物。,48,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.3 二次硬化,49,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.4 合金钢马氏体回火时的组织变化,图9.20 回火温度及Mo含量对低碳Mo钢(0.1 C %)马氏体回火后硬度的影响,50,9.3 合金元素对回火转变的影响,9.3.4 合金钢马氏体回火时的组织变化,随着回火温度的升高或回火时间的延长，合金钢淬火马氏体回火

20、使碳化物转变的顺序可能为： e-碳化物渗碳体合金渗碳体亚稳特殊碳化物 稳定合金碳化物。 合金钢回火时能否形成亚稳特殊碳化物和特殊碳化物以及以何种形式析出碳化物，取决于合金元素的性质和含量、碳或氮含量以及回火温度和时间等条件。,51,表9.2 W18Cr4V钢回火碳化物析出惯序,52,9.4 回火脆性,钢在淬火后需要进行回火的主要目的是降低脆性，提高韧性。但遗憾的是随回火温度的升高、强度与硬度的降低，钢的冲击韧性并不总是单调上升，而是在200350之间以及450650之间出现两个低谷。在这两个温度范围内回火，虽然硬度仍有所下降，但冲击韧性并未升高，反而显著下降。工件淬火后在某些温度区间回火产生的

21、脆性称为回火脆性。 9.4.1 第一类回火脆性 9.4.2 第二类回火脆性,53,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,工件淬火后在200350回火时产生的脆性称为第一类回火脆性，又称不可逆回火脆性、低温回火脆性。如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火，可以将脆性消除，使冲击韧性重新升高。此时若再在200350温度范围内回火将不再会产生这种脆性。由此可见，第一类回火脆性是不可逆的，故又可称之为不可逆回火脆性。,54,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,第一类回火脆性的特点： (1) 只要在此温度范围内回火，其韧性的降低是无法避免的。 (2) 具有不可逆性，即将已产生这种

22、脆性的工件在更高温度回火后，其脆性会消失，若在此温度范围内再行回火，脆性将不会重复出现。因此低温回火脆性又称不可逆回火脆性。 (3) 脆性出现的同时，不会影响其它力学性能的变化规律。,55,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,图9.22 37CrNi3回火时硬度与冲击韧性的变化,56,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,图9.23 碳含量对Cr1.4%-Mn1.1%-Si0.2%-Ni0.2%钢第一类回火脆性的影响,57,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,图9.24 Mo对Si-Mn钢回火后冲击韧性的影响,58,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,图9

23、.25 马氏体板条间碳化物形态,59,9.4 回火脆性,9.4.1 第一类回火脆性,第一类回火脆性主要是由于马氏体分解所形成的片状碳化物薄膜沿板条马氏体的条界、束界和群界或在片状马氏体的孪晶带和晶界上析出所导致的。在较高的回火温度下，薄膜碳化物聚集长大和球化，再在200350下重复回火不能使它恢复脆性特征。沿板条条界分布的薄壳状残余奥氏体也是通过分解出薄膜状碳化物起脆化作用的。杂质元素P、Sn、Sb、As等将偏聚于晶界，则促进了第一类回火脆性的发展。,60,防止或减轻第一类回火脆性的方法：,（1）降低钢中杂质元素含量。杂质元素P、Sn、Sb、As等将偏聚于晶界，引起晶界弱化。 （2）用Al脱氧

24、或加入Nb、V、Ti等元素以细化奥氏 体晶粒； （3）加入Mo、W等能减轻第一类回火脆性的合金元素； （4）加入Cr、Si以调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度； （5）采用等温淬火代替淬火加高温回火。,9.4 回火脆性,9.4.2 第二类回火脆性 含有铬、锰、铬-镍等元素的合金钢工件淬火后，在脆化温度区（450650）回火，或在更高温度回火后缓慢冷却所产生的脆性，称为第二类回火脆性，又称可逆回火脆性、高温回火脆性。,9.4 回火脆性,9.4.2 第二类回火脆性 9.4.2.1 第二类回火脆性的主要特点 与回火后的冷却速度有关。回火后如果快冷（水冷或油冷），不出现回火脆性。

25、如果慢冷（空冷），则出现回火脆性。 过程可逆。如果将已经出现第二类回火脆性的钢重新加热回火并快速冷却到室温，则可消除回火脆性，使冲击韧性提高，恢复到韧化状态。如果将回火脆性已经消除、处于韧化状态的钢，又在第二类回火脆性产生的温度内加热回火并缓慢冷却，那末它又会再次脆化。这就是第二类回火脆性又称为可逆回火脆性的原因。 断口呈沿晶断裂。这表明第二类回火脆性与原奥氏体晶界存在某些杂质元素有密切关系。,63,9.4.2 第二类回火脆性 9.4.2.2 影响第二类回火脆性的因素 （1）化学成分的影响 1）杂质元素。属于这一类的元素有P、Sn、Sb、As、B、S等。第二类回火脆性是由这些杂质元素引起的。但

26、当钢中不含Ni、Cr、Mn、Si等合金元素时杂质元素的存在不会引起第二类回火脆性。 2）促进第二类回火脆性的合金元素。属于这一类的元素有Ni、Cr、Mn、Si、C等。这类元素单独存在时也不会引起第二类回火脆性，必须与杂质元素同时存在时才会引起第二类回火脆性。 3）扼制第二类回火脆性的元素。属于这一类的元素有Mo、W、V、Ti。往钢中加入这类元素可以扼制和减轻第二类回火脆性。,64,9.4.2 第二类回火脆性 9.4.2.2 影响第二类回火脆性的因素 （2）热处理工艺参数的影响 在450650温度范围内回火引起的第二类回火脆性的脆化速度及脆化程度均与回火温度及时间密切有关。回火温度一定时，随等温

27、时间延长，脆化程度增加。在550以下，脆化温度越低，脆化速度越慢，但能达到的脆化程度越大。 560以上，随等温温度升高，脆化速度变慢，能达到的脆化程度进一步下降。 脆化过程是一个扩散过程。同时脆化不仅与回火温度及时间有关，还与回火后的冷速有关。,65,9.4.2 第二类回火脆性 9.4.2.2 影响第二类回火脆性的因素 （3）组织因素的影响 与第一类回火脆性不同，不论钢具有何种原始组织均有第二类回火脆性。但以马氏体的回火脆性最严重，贝氏体次之，珠光体最轻。这表明第二类回火脆性主要不是由于马氏体的分解及残余奥氏体的转变引起的。第二类回火脆性还与奥氏体晶粒度有关，奥氏体晶粒越细，第二类同火脆性越轻

28、。,66,9.4.2 第二类回火脆性 9.4.2.2 影响第二类回火脆性的因素 表9.3 含P钢合金元素对回火脆性的影响,67,9.4.2 第二类回火脆性,68,9.4 回火脆性,9.4.2 第二类回火脆性,图9.29 回火温度及回火后冷速对30CrMnSi钢冲击韧性的影响,69,表9.4 P含量对C0.8%-Ni3.6%-Cr0.7%9.7钢回火脆性的影响,70,9.4.2.4 防止第二类回火脆性的方法 1）选用高纯度钢，降低钢中杂质元素的含量； 2）加入适量的能扼制第二类回火脆性的合金元素Mo、W等； 3）加入能细化奥氏体晶粒的元素如 Nb、V、Ti等以细化奥氏体晶粒，增加晶界面积，降低单

29、位面积杂质元素偏聚量； 4）避免在450 650范围内回火，在650以上回火后应采取快冷； 5）对亚共析钢采用亚温淬火方法，在淬火加热时，使P等元素溶入残留的a相中，降低P等元素在原奥氏体晶界上的偏聚浓度； 6）采用形变热处理方法，细化奥氏体晶粒并使晶界呈锯齿状，增大晶界面积，减轻回火时杂质元素向晶界的偏聚。,71,9.5 回火工艺,凡经淬火的钢随后都要进行回火，其原因主要是：(1) 在通常情况下，工件淬火后强度与硬度虽有很大提高，但塑性与韧性却明显下降，而实际使用的工件则往往要求强度与塑性能有适宜的配合；(2) 淬火组织处于亚稳定状态，它具有自发地向稳定组织转变的趋势，因而将引起工件的性能与

30、尺寸稳定性的改变；(3) 淬火钢内通常总存在很大的内应力，如不及时消除，会引起工件进一步的变形甚至开裂。因此，回火一般就成为淬火后必不可少的后续工序，其主要的目的就是 (1) 获得所需组织以改善性能；(2) 稳定组织与尺寸；(3) 消除内应力。,72,9.5 回火工艺,9.5.1 回火温度的确定 9.5.2 回火保温时间的确定 9.5.3 回火后的冷却 9.5.4 回火缺陷,73,9.5 回火工艺,9.5.1 回火温度的确定 钢回火后的性能主要决定于回火温度，确定回火温度的方法一般为： (1) 根据各种钢的回火温度-硬度关系曲线或图表来确定回火温度。例如用表9.5就可以方便地由所要求的硬度来确

31、定回火温度。这类图标是从长期生产经验中总结出来的。 (2) 采用有关经验公式来确定回火温度。例如对碳素结构钢，回火温度可参考下列公式： T() = 200 + 11(60-H) 式中H为回火后要求的HRC值。此公式适用于回火后要求硬度不小于30HRC的45钢；如果要求HRC 30，则应将公式中的11改为12。,74,9.5 回火工艺,9.5.1 回火温度的确定 (1) 低温回火 回火温度一般在150250，所得组织为回火马氏体。其目的是在保持高硬度的前提下，适当降低淬火钢(马氏体)的脆性并减小淬火应力，避免使用时崩裂或过早损坏。 低温回火广泛用于各种切削工具、量具，冷冲模具、滚动轴承以及渗碳、碳氮共渗与高频淬火等表面强化工件。,75,9.5 回火工艺,9.5.1 回火温度的确定 (2) 中温回火 回火温度一般在250500，所得组织为回火屈氏体。中温回火的主要目的是获得高的弹性极限，同时又有较高的韧性。因此，主要用于各种弹簧。例如，65钢弹簧一般在380左右回火；65Mn与65Si2Mn 钢弹簧一般在400480回火，回火后硬度为4048HRC。 某些热作模具(如塑料模等)也采用中温回火，目