貝氏體組織的回火轉(zhuǎn)變

劉宗昌，計云萍

(內(nèi)蒙古科技大學 材料與冶金學院，內(nèi)蒙古 包頭 014010)

淬火馬氏體一般要進行回火，而淬火貝氏體組織往往不進行回火，但是實際工程中貝氏體或馬氏體+貝氏體的整合組織往往要加熱到500～650 ℃回火，個別中、高合金鋼甚至加熱到700 ℃以上回火。那么，在加熱及保溫過程中，貝氏體將發(fā)生轉(zhuǎn)變，并且引起力學性能的變化，因此研究貝氏體的回火轉(zhuǎn)變，不僅具有理論意義，而且具有工程應(yīng)用價值。

貝氏體組織中的組成相較為復(fù)雜，它以貝氏體鐵素體為基體，其上可能分布著碳化物、殘留奧氏體、馬氏體等相。因此其回火轉(zhuǎn)變過程較為復(fù)雜。

某些合金鋼構(gòu)件淬火時，除了得到馬氏體組織外，往往也形成一些貝氏體組織，構(gòu)成馬氏體+貝氏體的整合組織。這種組織在較高溫度回火時，除了馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變以外，還有貝氏體組織的變化。在回火時，貝氏體組織也一并被回火，貝氏體鐵素體中的亞結(jié)構(gòu)，位錯、孿晶等將發(fā)生變化，從而引起組織形貌和亞結(jié)構(gòu)的變化[1]。在一些合金鋼中，其貝氏體組織中往往存在殘留奧氏體，在粒狀貝氏體中存在M/A島，這些組成相在回火過程中均會發(fā)生變化，貝氏體組織將隨著回火溫度的升高，轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹜惺象w和回火索氏體組織，相應(yīng)的對構(gòu)件的機械性能產(chǎn)生變化。

以往對于貝氏體組織的回火轉(zhuǎn)變的研究較少。本文依據(jù)實驗觀察就以下幾個問題綜合闡述有關(guān)貝氏體的回火轉(zhuǎn)變：

1)貝氏體鐵素體的變化；2)碳化物的轉(zhuǎn)變和聚集粗化；3)粒狀貝氏體中M/A島的變化；4)貝氏體中的殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變等。

1 貝氏體鐵素體回火時的變化

回火時，貝氏體鐵素體的變化是最主要的內(nèi)容之一。眾所周知，馬氏體中碳含量是過飽和的，其實，貝氏體鐵素體中碳含量也是過飽和的，只是碳原子的過飽和程度較小，是低碳的，甚至是超低碳的[2]。在Fe-C平衡圖中，鐵素體在727 ℃最大平衡碳含量為0.0218%。碳原子的平衡溶解度，600 ℃時約為0.005%，在室溫下約為0.002%。貝氏體相變是非平衡相變，因此貝氏體鐵素體含有過飽和的碳含量是不容置疑的。

貝氏體等溫淬火的零件，一般不進行回火處理。但在等溫淬火或連續(xù)冷卻之后，貝氏體組織中往往存在馬氏體相，故仍需經(jīng)回火后使用。在回火過程中涉及到貝氏體鐵素體的變化、馬氏體的轉(zhuǎn)變、貝氏體碳化物的變化以及殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變等問題。

貝氏體鐵素體(BF)回火時的變化包括碳原子的脫溶，碳化物的析出，形貌和亞結(jié)構(gòu)的變化等。應(yīng)當遵循低碳鋼板條狀馬氏體回火轉(zhuǎn)變的規(guī)律。首先形成碳原子偏聚區(qū)，即科垂耳氣團(Dc)，由于含碳較低，不能形成宏津氣團[3]。然后，過飽和鐵素體(BF)脫溶析出碳化物，碳化物聚集長大，鐵素體發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶等過程，隨著回火溫度的升高而發(fā)生相應(yīng)的變化。但也不完全與低碳馬氏體的分解規(guī)律一致，也不同步。

1.1 貝氏體鐵素體的變化

1.1.1碳原子偏聚

貝氏體鐵素體中存在較高的位錯密度，可達1010～1011cm-2[4]，比板條狀馬氏體中的位錯密度低一些。碳原子處于位錯線上的間隙位置時的彈性能比在正常間隙位置時要小，因此，貝氏體鐵素體中的過飽和碳原子被位錯吸納，或者說被位錯禁錮。下貝氏體中的位錯密度比上貝氏體高，下貝氏體中禁錮了較多的碳原子。圖1為20MnCrNI2Mo鋼貝氏體中位錯密度圖像，計算該位錯密度為7×1010/cm2。

當回火溫度在中溫區(qū)時， 如在500 ℃回火時，20MnCrNi2Mo鋼下貝氏體組織形貌沒有發(fā)生明顯變化，且仍有很高密度的位錯，其中的碳化物也沒有明顯的變化，如圖2所示。

圖1 貝氏體鐵素體中位錯，TEMFig.1 TEM image of dislocation in bainite ferrite

圖2 500 ℃回火時下貝氏體組織形貌，TEMFig.2 TEM morphology of lower bainite tempered at 500 ℃

一般認為，上貝氏體鐵素體中碳約含0.03%C(質(zhì)量分數(shù)，以下同),下貝氏體中的鐵素體碳含量約為0.15%～0.17%C[5]。在貝氏體等溫形成過程中，碳原子已經(jīng)擴散進入位錯處，處于偏聚狀態(tài)，形成科垂耳氣團(Dc)。這種偏聚狀態(tài)在貝氏體形成過程中就已經(jīng)發(fā)生。這與低碳板條狀馬氏體不同，淬火馬氏體的科垂耳氣團是在自回火過程中，或在低于100 ℃回火保溫過程中因碳原子的擴散而形成的[3,6]。

1.1.2碳化物析出

當溫度升高時，碳原子擴散加速，貝氏體鐵素體中將析出碳化物，實驗表明，溫度達到250～325 ℃時貝氏體中才有滲碳體形成。

貝氏體鐵素體中的碳原子偏聚團為析出平衡相θ-Fe3C積累了條件。當溫度升高時，科垂耳氣團附近可能析出θ-Fe3C。這與下貝氏體中的碳化物的形成機制和形態(tài)是不同的。從貝氏體鐵素體析出的碳化物是細小的、彌散的，散亂地分布在鐵素體基體上。而下貝氏組織體中的碳化物是固有的，并且分布在貝氏體鐵素體中，形貌是具有方向性排列的，往往跟下貝氏體條片主軸方向呈現(xiàn)交角分布。

下貝氏體中可形成ε-Fe2.4C或η-Fe2C，是一個過渡相。片狀的η-Fe2C在α相基體上常沿著位錯線析出，與基體存在晶體學位向關(guān)系。

200 ℃以上的貝氏體鐵素體中可以析出平衡相θ-Fe3C。位錯對于θ-Fe3C的形核起決定性作用。試驗觀察表明，θ-Fe3C形核初期具有位錯形核特征。雖然，位錯形核屬于非均勻形核，由于貝氏體鐵素體中位錯密度較高，θ-Fe3C分布也可以算是均勻的。當溫度升高時，由于界面擴散速度快，碳化物可迅速長大，呈條片狀，這時θ-Fe3C分布就不均勻了。這種條片狀的碳化物還可能由殘留奧氏體的分解而形成。

中溫回火時，條片狀θ-Fe3C大量析出并且集聚，非均勻分布，對于材料的韌性有不利的影響。高溫回火后，條片狀的θ-Fe3C集聚球化、粗化，顆粒數(shù)量減少，尺寸趨于均勻，對于韌性的不利影響將逐漸減小，性能變得趨于強韌化。

由于貝氏體轉(zhuǎn)變不完全，貝氏體組織中往往存在較多的殘留奧氏體，尤其是無碳貝氏體中殘留奧氏體較多。這些殘留奧氏體在回火過程中也要發(fā)生轉(zhuǎn)變。

1.1.3回復(fù)

貝氏體鐵素體中的亞單元、高密度位錯、精細孿晶等亞結(jié)構(gòu)在回火時將發(fā)生變化?；貜?fù)初期，部分位錯，其中包括小角度晶界，位錯將通過滑移與攀移而相消。從而位錯密度下降。

回復(fù)使部分條片狀鐵素體界面消失，相鄰條片合并而成寬的板條。在400 ℃以上回火時，回復(fù)清晰可見。由于板條合并變寬，再也看不清完整的板條，但能看到邊界不清的亞晶塊。圖3(a)是熱電廠用鋼P91經(jīng)740 ℃回火時，在貝氏體鐵素體中形成的亞晶塊，其尺寸約為700 nm。圖3(b)所示為718塑料模具鋼的貝氏體的回火組織，可以看到亞晶塊。 亞晶塊尺寸約為800 nm左右。

圖4 為20MnCrNi2Mo鋼貝氏體于650 ℃回火時，由于回復(fù)而形成的亞晶，可見，亞晶界有大量位錯構(gòu)成，形成位錯墻，是位錯遷移的結(jié)果。亞晶塊尺寸較小，約為300～600 nm大小。

(a) P91鋼；(b)718鋼圖3 鐵素體中的亞晶，TEM(a)P91 steel; (b) 718 steelFig.3 TEM image of subgrains in ferrite

合金鋼中，許多合金元素提高再結(jié)晶溫度，如鈷、鉬、鎢、鉻、釩等元素都顯著提高α相的再結(jié)晶溫度。含有1%～2%的鉬、鎢、鉻元素可以把再結(jié)晶溫度提高到約650 ℃。碳含量0.1%C、釩含量0.5%V的鋼，α相的再結(jié)晶在600 ℃需要保溫50 h才能開始。合金鋼中條片狀貝氏體鐵素體的再結(jié)晶難度較大，甚至回火很長時間也不能實現(xiàn)再結(jié)晶，即得不到等軸狀的鐵素體晶粒，而保持原來的條片狀形貌。

至于貝氏體中的孿晶，當溫度高于250 ℃時，孿晶開始消失，因此在300 ℃以上等溫得到的貝氏體中，難以觀察到孿晶亞結(jié)構(gòu)[6]。

將P20塑料模具鋼奧氏體化后于500 ℃等溫淬火得到的上貝氏體組織，再于650 ℃回火3 h，其回火組織為回火托氏體組織，仍然保留著上貝氏體的條片狀形態(tài)。所不同的是組織變得粗大，呈現(xiàn)粗大鐵素體片，如圖5所示。較高溫度回火時，細小的貝氏體鐵素體片條會合并為較寬的鐵素體片，如圖6所示。

圖4 20MnCrNi2Mo鋼貝氏體于650 ℃回火形成的亞晶，TEMFig.4 TEM image of subgrains in bainite of 20MnCrNi2Mo steel tempered at 650 ℃

圖5 P20鋼的回火托氏體組織，二次復(fù)型照片F(xiàn)ig.5 Secondary duplicated microstructure of tempered tortuosome in P20 steel

圖6 貝氏體鐵素體板條合并，TEMFig.6 TEM image of combination of bainitic ferrite laths

將沒有再結(jié)晶的條片狀鐵素體+析出的碳化物組成的整合組織稱為回火托氏體。盡管回火溫度在600 ℃以上，這種條片狀形貌的回火產(chǎn)物不能稱為回火索氏體。對于合金鋼來說，由于合金元素阻礙鐵素體再結(jié)晶，因此實際工業(yè)上，貝氏體在回火時，一般難以發(fā)生再結(jié)晶，回火后仍然保持著條片狀形貌，即得到回火托氏體組織，而不是回火索氏體。

1.1.4內(nèi)應(yīng)力的消除

冷卻不均勻，會產(chǎn)生熱應(yīng)力；同時，組織轉(zhuǎn)變不均勻會產(chǎn)生相變應(yīng)力。二者合并成為鋼中的內(nèi)應(yīng)力。冷卻到室溫而殘留下來的應(yīng)力稱為殘余內(nèi)應(yīng)力。

存在于鋼件整體范圍內(nèi)，各個部位之間的內(nèi)應(yīng)力，稱第一類內(nèi)應(yīng)力；在晶?；騺唩唵卧秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力，稱第二類內(nèi)應(yīng)力；存在于一個原子集團范圍內(nèi)的處于平衡的內(nèi)應(yīng)力稱第三類內(nèi)應(yīng)力。

冷卻得到貝氏體或等溫淬火得到的貝氏體組織中均存在內(nèi)應(yīng)力，但比淬火馬氏體中的內(nèi)應(yīng)力要小得多，因為在等溫淬火的等溫過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力較小，并在等溫過程中會消除一部分。

貝氏體組織回火時，隨著回火溫度的升高，原子活動能力增加，發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶等過程，這些均使得內(nèi)應(yīng)力不斷降低直至消除。

2 貝氏體碳化物的變化

貝氏體碳化物包括貝氏體鐵素體析出的碳化物和原貝氏體組織中的碳化物兩類。這兩類碳化物其實就是滲碳體和ε-Fe2.4C，沒有MC等類型的特殊碳化物。在回火過程中這些碳化物的數(shù)量、大小、分布和形貌均會發(fā)生變化。

隨著回火溫度的升高，這些碳化物均將聚集長大并且球化[6]。

2.1 碳化物形貌的變化

貝氏體回火時從貝氏體鐵素體中的位錯處析出碳化物，隨著回火溫度的升高，碳化物將長大，如圖7所示(箭頭所指)，可見碳化物在位錯線上析出并長大。

18Mn2CrMoB鋼奧氏體化后空冷，得到貝氏體組織，然后在325 ℃以上回火時才有碳化物從貝氏體鐵素體中析出。在350～450 ℃回火時才有碳化物形成，并開始長大。圖8為18Mn2CrMoB鋼貝氏體鐵素體于650 ℃回火得到的組織形貌，可見貝氏體鐵素體中析出的碳化物已經(jīng)球化。

2.2 碳化物類型的變化

下貝氏體中的碳化物有滲碳體和ε-Fe2.4C兩種。但在含硅、鋁較多的鋼中，由于硅、鋁元素不溶入滲碳體中，則貝氏體中難以形成滲碳體，但可以形成ε-Fe2.4C，ε-Fe2.4C是不穩(wěn)定的過渡相，溫度升高或長時間加熱保溫時將轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體。

圖7 位錯處碳化物長大，TEMFig.7 TEM image of carbide growth in dislocations

圖8 18Mn2CrMoB鋼貝氏體650 ℃回火組織，TEMFig.8 TEM microstructure of bainite in 18Mn2CrMoB steel tempered at 650 ℃

40CrMnSiMoV鋼奧氏體化后于310 ℃進行等溫淬火12 min，然后回火，發(fā)現(xiàn)在350 ℃回火時殘留奧氏體析出了ε-Fe2.4C，同時在貝氏體鐵素體中也有ε-FeC2.4C析出。當回火溫度升到450 ℃時，ε-Fe2.4C轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體。

貝氏體中位錯密度較高，隨著溫度的升高，碳化物在位錯線處析出。位錯線也是碳化物形核長大的位置，因為位錯處有較高的畸變能，并且位錯處禁錮了較高碳含量，為碳化物的形核長大提供了成分起伏和結(jié)構(gòu)起伏的條件。圖9所示為回火時碳化物在位錯處析出的電鏡照片，它反應(yīng)了20MnCrNi2Mo鋼的貝氏體于500 ℃回火時位錯線上析出碳化物的情況，可見在位錯線上有密密麻麻的碳化物析出。

隨著回火溫度的升高，滲碳體還會向其他類型的特殊碳化物轉(zhuǎn)化。14Cr2MnMoB鋼的貝氏體組織在100～300 ℃回火時，ε-Fe2.4C逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體，當回火溫度升高到400 ℃時，θ-Fe3C開始溶解，回火溫度升高到500～600 ℃時，合金元素的原子具有了擴散能力，開始形成細小的Mo2C顆粒。20Cr2Mo1鋼的貝氏體組織隨著回火溫度升高碳化物的演化過程如下：

圖9 貝氏體回火時碳化物在位錯線上析出，TEMFig.9 TEM image of carbides precipitation along dislocation lines

丨→Cr7C3

ε-Fe2.4C→θ-Fe3C→Fe3C→M23C6→M6C

丨→Mo2C

即隨著回火溫度的升高，ε-Fe2.4C轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體，θ-Fe3C于400 ℃以上回溶，500 ℃以上特殊碳化物Mo2C析出，接著形成Cr7C3，再升高溫度則析出M23C6，然后轉(zhuǎn)化為M6C。

3 貝氏體中殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變

貝氏體相變具有轉(zhuǎn)變的不徹底性，因此，往往存在較多的殘余奧氏體。殘留奧氏體可呈現(xiàn)條片狀，薄膜狀，也可以呈島狀，如M/A島，M/A島中可以是100%的殘留奧氏體，也可能在冷卻過程中部分地轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

3.1 殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變

3.1.1貝氏體中的殘留奧氏體

貝氏體組織中往往殘留奧氏體量較多，某些鋼在等溫淬火轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w時，殘留奧氏體竟可達到20%以上。如圖10所示為35CrMo無碳貝氏體，可見，圖中灰黑色區(qū)域是殘留奧氏體，黑色區(qū)域是貝氏體鐵素體，顯然殘留奧氏體占據(jù)了50%以上，這在許多鋼的淬火馬氏體中也是不多見的。如此多的殘留奧氏體對性能產(chǎn)生很大影響。

殘留奧氏體是不穩(wěn)定相，較高溫度回火時，殘留奧氏體將發(fā)生轉(zhuǎn)變，殘留奧氏體回火時的變化對鋼的性能將造成較大影響。因此，貝氏體中殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變不僅具有理論意義，而且具有工程應(yīng)用價值。

圖10 35CrMo無碳貝氏體，SEMFig.10 SEM image of carbide-free bainite in 35CrMo steel

貝氏體中的殘留奧氏體與淬火馬氏體中的殘留奧氏體，雖然均為奧氏體，晶格類型相同，但其形態(tài)不盡完全相同，形成過程也不一樣。

貝氏體組織中的殘留奧氏體可為條片狀、島狀，其周邊連接著低碳的貝氏體鐵素體。而淬火馬氏體中的殘留奧氏體往往被夾在馬氏體板條或片之間，這些馬氏體片中的殘留奧氏體的碳含量基本上與原奧氏體相同。是因為馬氏體轉(zhuǎn)變時體積膨脹，馬氏體片間的奧氏體受脅迫較大而難以轉(zhuǎn)變，故殘留下來[7-8]。而貝氏體中的殘留奧氏體是貝氏體鐵素體形成過程中排碳，碳原子擴散進入周邊的奧氏體中，其碳含量高于甚至遠遠高于原奧氏體中的碳含量?？梢?，兩者的物理狀態(tài)和成分均不同。

3.1.2貝氏體殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變

既然淬火馬氏體中的殘留奧氏體與貝氏體中的殘留奧氏體的狀態(tài)不同，因此在回火時的轉(zhuǎn)變過程也不盡相同。不能套用淬火馬氏體中殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變來分析貝氏體中殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變。這個問題的研究尚不充分。

30CrMnSiNi2A鋼的馬氏體點Ms為315 ℃，將該鋼經(jīng)390 ℃等溫1 h，得到下貝氏體組織，含有較多的殘留奧氏體，將其在不同溫度下回火，殘留奧氏體在400 ℃以上回火時發(fā)生分解，如圖11 所示，圖中所示的貝氏體是指殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物[5]?？梢婋S著回火溫度升高，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變量不斷增加。其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為回火托氏體。從圖中還可以發(fā)現(xiàn)，在同一回火溫度下(如圖中500 ℃)，馬氏體轉(zhuǎn)變量隨著回火溫度的升高，轉(zhuǎn)變量較多，而殘留奧氏體轉(zhuǎn)變量較少。這說明殘留奧氏體分解速度較慢。

15CrMoVA鋼的貝氏體組織中的殘留奧氏體的分解動力學曲線如圖12所示(制圖上將殘留奧氏體量作為100%)[5]?？梢?，在300 ℃左右溫度回火時，殘留奧氏體分解數(shù)量最多，正處于曲線的鼻端，這時殘留奧氏體最不穩(wěn)定。這個數(shù)據(jù)尚缺乏進一步證實。因為，事實上，在300 ℃等溫得到的粒狀貝氏體較為穩(wěn)定，在等溫過程中沒有分解，也往往能夠保存在室溫。

圖11 30CrMnSiNi2A鋼的殘留奧氏體不同回火溫度下的轉(zhuǎn)變量Fig.11 Transformation of retained austenite in 30CrMnSiNi2A steel when tempering at different temperatures

圖12 粒狀貝氏體回火時殘留奧氏體等溫分解曲線Fig.12 Isothermal decomposition curve of retained austenite in granular bainite during tempering

當回火溫度600 ℃時分解又最快，這時奧氏體分解為回火托氏體組織。

3.2 回火過程中(M/A)島形貌的變化

粒狀貝氏體中的M/A島由馬氏體+殘留奧氏體組成，當冷卻過程中沒有馬氏體形成時，則島中為100%殘留奧氏體。在回火時，其中的馬氏體將按照馬氏體回火轉(zhuǎn)變的機制分解，而殘留奧氏體的分解較慢或較為遲緩。

圖13為20MnCrNi2Mo鋼貝氏體200～500 ℃不同溫度各保溫1 h的回火過程中顯微組織變化的掃描電鏡照片?；液谏珔^(qū)域是貝氏體鐵素體基體，灰白色的島狀物是M/A島。

經(jīng)200 ℃回火后(圖13(a))，島狀組織仍然清晰可見，(M/A)島形態(tài)比較完整，未觀察到分解現(xiàn)象。

當回火溫度達到300 ℃時(圖13(b))，可見(M/A)島已發(fā)生分解，島狀組織內(nèi)部變成灰黑色，島變小。

當回火溫度達到400 ℃時，可見島狀物明顯減少，說明已大量分解(圖13(c))，島狀組織邊緣變得模糊不清，塊狀不明顯。

(a)200 ℃；(b)300 ℃；(c)400 ℃；(d)500 ℃圖13 貝氏體經(jīng)不同溫度回火后的組織，SEMFig.13 SEM microstructure of bainite after tempering at different temperatures

500 ℃回火時，島狀物大量減少，灰黑色基體面積擴大(圖13(d))。說明(M/A)島已大量分解，但尚有少量未分解的島狀組織存在。

應(yīng)用XRD技術(shù)分析了20MnCrNi2Mo鋼貝氏體組織中殘留奧氏體隨著回火溫度的變化。圖14為20MnCrNi2Mo鋼貝氏體組織經(jīng)200～600 ℃不同溫度各自保溫1 h回火后的XRD圖譜，從圖中可見殘留奧氏體的變化。

貝氏體中的殘留奧氏體在200～300 ℃回火時變化較小，從圖中可見貝氏體在200 ℃和300 ℃回火后，均檢測到了奧氏體的衍射峰，當回火溫度為300 ℃時，試樣中殘留奧氏體量約為3.1 %，殘留奧氏體量顯著降低；300 ℃以上，殘留奧氏體開始分解；當回火溫度達到400 ℃以后，奧氏體的衍射峰消失。即試樣中未檢測到殘留奧氏體量，說明貝氏體中的殘留奧氏體已經(jīng)全部分解。

圖14 不同溫度回火后試樣的XRD圖譜Fig.14 XRD patterns of test steel samples after tempering at different temperatures

4 結(jié)論

1)貝氏體鐵素體中首先形成碳原子偏聚區(qū)，然后在位錯處析出碳化物，隨著回火溫度的提高，發(fā)生回復(fù)，合金鋼中往往難以發(fā)生再結(jié)晶，內(nèi)應(yīng)力消除。

2)貝氏體碳化物是滲碳體和ε-Fe2.4C，在回火過程中碳化物在位錯線處形核-長大，回火溫度升高，碳化物的發(fā)生聚集球化。

3)在較高溫度回火時，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變量不斷增加。M/A島發(fā)生馬氏體的分解和奧氏體的轉(zhuǎn)變。400 ℃以上殘留奧氏體分解完畢。

4)合金鋼的貝氏體組織的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為回火托氏體，難以得到回火索氏體組織。