黄铜退火孪晶，twip钢是什么？
TWIP钢是变形时孪晶诱导塑性(Twinninginducedplasticity)或通过应变诱导残留奥氏体转变为马氏体TWIP(TwiningInducedPlasticity)钢经轧制并退火、水淬处理后基体组织为奥氏体，并伴有大量退火孪晶。
孪生作为塑性变形的另一种机制，在发生孪生的过程中孪晶出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大小。
当晶体在切应力的作用下发生了孪生变形时，晶体的一部分沿一定的孪生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切变，晶体的点阵类型不发生变化，但它使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体成镜面对称的取向。
变形部分的晶体位向发生改变，可是原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，可以进一步激发滑移。孪生与滑移交替进行，使TWIP钢的塑性非常优异。
在轧制过程中，随着形变增加，孪晶会发生转动，在4个{111)孪生面都会出现堆垛层错和孪晶，这样排列的孪晶因孪晶问的相互制约，在应变量增加时孪晶不能发生转动，沿轧制面排列。TWIP钢优异的力学性能来自孪生诱导塑性这种孪生在形变中的作用与传统的概念完全不同。TWIP钢成分设计要求是，其在形变过程中诱发孪晶，抑制马氏体相变，从而产生TwIP效应。
马氏体不锈钢和奥氏体不锈钢的区别？
马氏体不锈钢与奥氏体不锈钢的主要区别如下：
1、组成成分不同。
奥氏体一般由等轴状的多边形晶粒组成，晶粒内有孪晶。
马氏体组织有两种类型。中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。
2、物理特性不同。
奥氏体塑性很好，强度较低，具有一定韧性，不具有铁磁性。
马氏体有很高的强度和硬度，较好的韧性，能承受一定程度的冷加工；针状马氏体又硬又脆，无塑性变形能力。
3、应用范围不同。
马氏体不锈钢能在退火、和硬化与回火的状态下焊接，无论钢材的原先状态如何，经过焊接后都会在邻近焊道处产生一硬化的马氏体区，热影响区的硬度主要是取决于母材金属的碳含量，当硬度增加时，则韧性减少，且此区域变成较易产生龟裂、预热和控制层间温度，是避免龟裂的最有效方法，为得最佳的性质，需焊后热处理。
材料科学基础？
纯铁在912度之下的原子排列方式为“体心立方”，（体心立方晶格：可简单的想象为一个立方体，每个角有一个原子，体的中心有一个原子。）碳原子溶于这种体心立方的原子间隙处形成的物质称为铁素体，在合金中就称为铁素体相，用“F”表示。
材料科学基础：
1、晶体
原子按一定方式在三维空间内周期性地规则重复排列，有固定熔点、各向异性。
2、中间相
两组元A 和B 组成合金时，除了形成以A 为基或以B 为基的固溶体外，还可能形成晶体
结构与A，B 两组元均不相同的新相。由于它们在二元相图上的位置总是位于中间，故通常把这些相称为中间相。
3、亚稳相
亚稳相指的是热力学上不能稳定存在，但在快速冷却成加热过程中，由于热力学能垒或
动力学的因素造成其未能转变为稳定相而暂时稳定存在的一种相。
4、配位数
晶体结构中任一原子周围最近邻且等距离的原子数。
5、再结晶
冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而
性能也发生了明显的变化并恢复到变形前的状态，这个过程称为再结晶。（指出现无畸变的
等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程）
6、伪共晶
非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种由
非共晶成分的合金得到的共晶组织称为伪共晶。
7、交滑移
当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能从原滑移面转移到与之相交的另一滑
移面上去继续滑移，这一过程称为交滑移。
8、过时效
铝合金经固溶处理后，在加热保温过程中将先后析出GP 区，θ ”，θ ’，和θ。在开始
保温阶段，随保温时间延长，硬度强度上升，当保温时间过长，将析出θ ’，这时材料的硬
度强度将下降，这种现象称为过时效。
9、形变强化
金属经冷塑性变形后，其强度和硬度上升，塑性和韧性下降，这种现象称为形变
强化。
10、固溶强化
由于合金元素（杂质）的加入，导致的以金属为基体的合金的强度得到加强的现象。
11、弥散强化
许多材料由两相或多相构成，如果其中一相为细小的颗粒并弥散分布在材料内，则这种
材料的强度往往会增加，称为弥散强化。
12、不全位错
柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错。
13、扩展位错
通常指一个全位错分解为两个不全位错，中间夹着一个堆垛层错的整个位错形态。
14、螺型位错
位错线附近的原子按螺旋形排列的位错称为螺型位错。
15、包晶转变
在二元相图中，包晶转变就是已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变。
16、共晶转变
由一个液相生成两个不同固相的转变。
17、共析转变
由一种固相分解得到其他两个不同固相的转变。
18、上坡扩散
溶质原子从低浓度向高浓度处扩散的过程称为上坡扩散。表明扩散的驱动力是化学位梯
度而非浓度梯度。
19、间隙扩散
这是原子扩散的一种机制，对于间隙原子来说，由于其尺寸较小，处于晶格间隙中，在
扩散时，间隙原子从一个间隙位置跳到相邻的另一个间隙位置，形成原子的移动。
20、成分过冷
界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷。
21、一级相变
凡新旧两相的化学位相等，化学位的一次偏导不相等的相变。
22、二级相变：
从相变热力学上讲，相变前后两相的自由能（焓）相等，自由能（焓）的一阶偏导数相
等，但二阶偏导数不等的相变称为二级相变，如磁性转变，有序-无序转变，常导-超导转变
等。
23、共格相界
如果两相界面上的所有原子均成一一对应的完全匹配关系,即界面上的原子同时处于两
相晶格的结点上,为相邻两晶体所共有,这种相界就称为共格相界。
24、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。
25、回火脆性
淬火钢在回火过程中，一般情况下随回火温度的提高，其塑性、韧性提高，但在特定的
回火温度范围内，反而形成韧性下降的现象称为回火脆性。对于钢铁材料存在第一类和第二
类回火脆性。他们的温度范围、影响因素和特征不同。
26、再结晶退火
所谓再结晶退火工艺，一般是指将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保温一段时间
后，缓慢冷却至室温的过程。
27、回火索氏体
淬火刚在加热到400-600℃温度回火后形成的回火组织，其由等轴状的铁素体和细小的
颗粒状（蠕虫状）渗碳体构成。
28、有序固溶体
当一种组元溶解在另一组元中时，各组元原子分别占据各自的布拉维点阵的一种固溶
体，形成一种各组元原子有序排列的固溶体，溶质在晶格完全有序排列。
29、非均匀形核
新相优先在母相中存在的异质处形核，即依附于液相中的杂质或外来表面形核。
30、马氏体相变
钢中加热至奥氏体后快速淬火所形成的高硬度的针片状组织的相变过程。
31、贝氏体相变
钢在珠光体转变温度以下，马氏体转变温度以上范围内（550℃-230℃）的转变称为贝
氏体转变。
32、铝合金的时效
经淬火后的铝合金强度、硬度随时间延长而发生显著提高的现象称之为时效，也称铝合
金的时效。
33、热弹性马氏体
马氏体相变造成弹性应变，而当外加弹性变性后可以使马氏体相变产生逆转变，这种马
氏体称为热弹性马氏体。或马氏体相变由弹性变性来协调。这种马氏体称为热弹性马氏体。
34、柯肯达尔效应
反映了置换原子的扩散机制，两个纯组元构成扩散偶，在扩散的过程中，界面将向扩散
速率快的组元一侧移动。
35、热弹性马氏体相变
当马氏体相变的形状变化是通过弹性变形来协调时，称为热弹性马氏体相变。
36、非晶体
原子没有长程的周期排列，无固定的熔点，各向同性等。
37、致密度
晶体结构中原子体积占总体积的百分数。
38、多滑移
当外力在几个滑移系上的分切应力相等并同时达到了临界分切应力时，产生同时滑移的
现象。
39、过冷度
相变过程中冷却到相变点以下某个温度后发生转变，平衡相变温度与该实际转变温度之
差称过冷度。
40、间隙相
当非金属（X）和金属（M）原子半径的比值rX/rM<0.59 时，形成的具有简单晶体结构
的相，称为间隙相。
41、全位错
把柏氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错称为全位错。
42、滑移系
晶体中一个滑移面及该面上一个滑移方向的组合称一个滑移系。
43、离异共晶
共晶体中的α相依附于初生α相生长，将共晶体中另一相β推到最后凝固的晶界处，从
而使共晶体两组成相相间的组织特点消失，这种两相分离的共晶体称为离异共晶。
44、均匀形核
新相晶核是在母相中存在均匀地生长的，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受
杂质粒子或外表面的影响。
45、刃型位错
晶体中的某一晶面，在其上半部有多余的半排原子面，好像一把刀刃插入晶体中，使这
一晶面上下两部分晶体之间产生了原子错排，称为刃型位错。
46、细晶强化
晶粒愈细小，晶界总长度愈长，对位错滑移的阻碍愈大，材料的屈服强度愈高。晶粒细
化导致晶界的增加，位错的滑移受阻，因此提高了材料的强度。
47、双交滑移
如果交滑移后的位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，则称为双交滑移。
48、单位位错
把柏氏矢量等于单位点阵矢量的位错称为单位位错。
49、反应扩散
伴随有化学反应而形成新相的扩散称为反应扩散。
50、晶界偏聚
由于晶内与晶界上的畸变能差别或由于空位的存在使得溶质原子或杂质原子在晶界上
的富集现象。
51、柯氏气团
通常把溶质原子与位错交互作用后，在位错周围偏聚的现象称为气团，是由柯垂尔首先
提出，又称柯氏气团。
52、形变织构
多晶体形变过程中出现的晶体学取向择优的现象叫形变织构。
53、点阵畸变
在局部范围内，原子偏离其正常的点阵平衡位置，造成点阵畸变。
54、稳态扩散
在稳态扩散过程中，扩散组元的浓度只随距离变化，而不随时间变化。
55、包析反应
由两个固相反应得到一个固相的过程为包析反应。
56、非共格晶界
当两相在相界处的原子排列相差很大时，即错配度δ很大时形成非共格晶界。同大角度
晶界相似，可看成由原子不规则排列的很薄的过渡层构成。
57、置换固溶体
当溶质原子溶入溶剂中形成固溶体时，溶质原子占据溶剂点阵的阵点，或者说溶质原子
置换了溶剂点阵的部分溶剂原子，这种固溶体就称为置换固溶体。
58、间隙固溶体
溶质原子分布于溶剂晶格间隙而形成的固溶体称为间隙固溶体。
59、二次再结晶
再结晶结束后正常长大被抑制而发生的少数晶粒异常长大的现象。
60、伪共析转变
非平衡转变过程中，处在共析成分点附近的亚共析、过共析合金，转变终了组织全部呈
共析组织形态。
61、肖脱基空位
在个体中晶体中，当某一原子具有足够大的振动能而使振幅增大到一定程度时，就可能
克服周围原子对它的制约作用，跳离其原来位置，迁移到晶体表面或内表面的正常结点位置
上而使晶体内部留下空位，称为肖脱基空位。
62、弗兰克尔空位
离开平衡位置的原子挤入点阵中的间隙位置，而在晶体中同时形成相等数目的空位和间
隙原子。
63、非稳态扩散
扩散组元的浓度不仅随距离x 变化，也随时间变化的扩散称为非稳态扩散。
64、时效
过饱和固溶体后续在室温或高于室温的溶质原子脱溶过程。
65、回复
指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段。
66、相律
相律给出了平衡状态下体系中存在的相数与组元数及温度、压力之间的关系，可表示为：
f=C+P-2,f 为体系的自由度数，C 为体系的组元数，P 为相数。
67、合金
两种或两种以上的金属或金属与非金属经熔炼、烧结或其他方法组合而成并具有金属特
性的物质。
68、孪晶
孪晶是指两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面构成镜面对称的位向关系，
这两个晶体就称为孪晶，此公共晶面就称孪晶面。
69、相图
描述各相平衡存在条件或共存关系的图解，也可称为平衡时热力学参量的几何轨迹。
70、孪生
晶体受力后，以产生孪晶的方式进行的切变过程叫孪生。
71、晶界
晶界是成分结构相同的同种晶粒间的界面。
72、晶胞
在点阵中取出一个具有代表性的基本单元（最小平行六面体）作为点阵的组成单元，称
为晶胞。
73、位错
是晶体内的一种线缺陷，其特点是沿一条线方向原子有规律地发生错排；这种缺陷用一
线方向和一个柏氏矢量共同描述。
74、偏析
合金中化学成分的不均匀性。
75、金属键
自由电子与原子核之间静电作用产生的键合力。
76、固溶体
是以某一组元为溶剂，在其晶体点阵中溶入其他组元原子（溶剂原子）所形成的均匀混
合的固态溶体，它保持溶剂的晶体结构类型。
77、亚晶粒
一个晶粒中若干个位相稍有差异的晶粒称为亚晶粒。
78、亚晶界
相邻亚晶粒间的界面称为亚晶界。
79、晶界能
不论是小角度晶界或大角度晶界，这里的原子或多或少地偏离了平衡位置，所以相对于
晶体内部，晶界处于较高的能量状态，高出的那部分能量称为晶界能，或称晶界自由能。
80、表面能
表面原子处于不均匀的力场之中，所以其能量大大升高，高出的能量称为表面自由能（或
表面能）。
81、界面能
界面上的原子处在断键状态，具有超额能量。平均在界面单位面积上的超额能量叫界面
能。
82、淬透性
淬透性指合金淬成马氏体的能力，主要与临界冷速有关，大小用淬透层深度表示。
83、淬硬性
淬硬性指钢淬火后能达到的最高硬度，主要与钢的含碳量有关。
84、惯习面
固态相变时，新相往往在母相的一定晶面开始形成，这个晶面称为惯习面。
85、索氏体
中温段珠光体转变产物，由片状铁素体渗碳体组成，层片间距较小，片层较薄。
86、珠光体
铁碳合金共析转变的产物，是共析铁素体和共析渗碳体的层片状混合物。
87、莱氏体
铁碳相图共晶转变的产物，是共晶奥氏体和共晶渗碳体的机械混合物。
88、柏氏矢量
描述位错特征的一个重要矢量，它集中反映了位错区域内畸变总量的大小和方向，也使
位错扫过后晶体相对滑动的量。
89、空间点阵
指几何点在三维空间作周期性的规则排列所形成的三维阵列，是人为的对晶体结构的抽
象。
90、范德华键
由瞬间偶极矩和诱导偶极矩产生的分子间引力所构成的物理键。
91、位错滑移
在一定应力作用下，位错线沿滑移面移动的位错运动。
92、异质形核
晶核在液态金属中依靠外来物质表面或在温度不均匀处择优形成。
93、结构起伏
液态结构的原子排列为长程无序，短程有序，并且短程有序原子团不是固定不变的，它
是此消彼长，瞬息万变，尺寸不稳定的结构，这种现象称为结构起伏。
94、重心法则
处于三相平衡的合金，其成分点必位于共轭三角形的重心位置。
95、应变时效
第一次拉伸后，再立即进行第二次拉伸，拉伸曲线上不出现屈服阶段。但第一次拉伸后
的低碳钢试样在室温下放置一段时间后，再进行第二次拉伸，则拉伸曲线上又会出现屈服阶
段。不过，再次屈服的强度要高于初次屈服的强度。这个试验现象就称为应变时效。
96、枝晶偏析
固溶体在非平衡冷却条件下，匀晶转变后新得的固溶体晶粒内部的成分是不均匀的，先
结晶的内核含较多的高熔点的组元原子，后结晶的外缘含较多的低熔点的组元原子，而通常
固溶体晶体以树枝晶方式长大，这样，枝干含高熔点组元较多，枝间含低熔点组元原子多，
造成同一晶粒内部成分的不均匀现象。
97、临界变形度
给定温度下金属发生再结晶所需的最小预先冷变形量。
98、电子化合物
电子化合物是指由主要电子浓度决定其晶体结构的一类化合物，又称休姆-罗塞里相。
凡具有相同的电子浓度，则相的晶体结构类型相同。
99、同质异构体
化学组成相同由于热力学条件不同而形成的不同晶体结构。
100、再结晶温度
形变金属在一定时间（一般1h）内刚好完成再结晶的最低温度。
101、布拉菲点阵
除考虑晶胞外形外，还考虑阵点位置所构成的点阵。
102、配位多面体
原子或离子周围与它直接相邻结合的原子或离子的中心连线所构成的多面体，称为原子
或离子的配位多面体。
103、施密特因子
亦称取向因子，为cosΦcosλ, Φ为滑移面与外力F 中心轴的夹角，λ为滑移方向与
外力F 的夹角。
104、拓扑密堆相
由两种大小不同的金属原子所构成的一类中间相，其中大小原子通过适当的配合构成空
间利用率和配位数都很高的复杂结构。由于这类结构具有拓扑特征，故称这些相为拓扑密堆
相。
105、间隙化合物
当非金属（X）和金属（M）原子半径的比值rX/rM>0.59 时，形成具有复杂晶体结构的
相，通常称为间隙化合物。
106、大角度晶界
多晶材料中各晶粒之间的晶界称为大角度晶界，即相邻晶粒的位相差大于10o的晶界。
107、小角度晶界
相邻亚晶粒之间的位相差小于10o，这种亚晶粒间的晶界称为小角度晶界，一般小于2
o，可分为倾斜晶界、扭转晶界、重合晶界等。
108、临界分切应力
滑移系开动所需的最小分切应力；它是一个定值，与材料本身性质有关，与外力取向无
关。
回火都有哪些性能影响？
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，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。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。