① 铸钢件铸造成型后都要热处理吗
铸钢件按设计要求规定经过热处理的，按加热和冷却条件不同，铸钢件的主要热处理方式有：退火、正火、均匀化处理、淬火、回火、固溶处理、沉淀硬化、消除应力处理及除氢处理。
1．退火： 退火是将铸钢件加热到Acs以上20～30。C，保温一定时间，冷却的热处理工艺。退火的目的是为消除铸造组织中的柱状晶、粗等轴晶、魏氏组织和树枝状偏析，以改善铸钢力学性能。碳钢退火后的组织：亚共析铸钢为铁素体和珠光体，共析铸钢为珠光体，过共析铸钢为珠光体和碳化物。适用于所有牌号的铸钢件。图11—4为几种退火处理工艺的加热规范示意图。表ll—1为铸钢件常用退火工艺类型及其应用。
2．正火：正火是将铸钢件目口热到Ac。温度以上30～50。C保温，使之完全奥氏体化，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。图11—5为碳钢的正火温度范围示意图。正火的目的是细化钢的组织，使其具有所需的力学性能，也司作为以后热处理的预备处理。正火与退火工艺的区别有两个：其一是正火加热温度要偏高些；其二是正火冷却较快些。经正枝罩含火的铸钢强度稍高于退火铸钢，其珠光体组织较细。一般工程用碳钢及部分厚大、形状复杂的合金钢铸件多采用正火处理。
正火可消除共析铸钢和过共析铸钢件中的网状碳化物，以利于球化退火；可作为中碳钢以及合金结构钢淬火前的预备处理，以细化晶粒和均匀组织，从而减少铸件在淬火时产生的缺陷。
3．淬火：淬火是将铸钢件加热到奥氏体化后(Ac。或Ac＆#8226;以上)，保持一定时间后以适当方式冷却，获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺。常见的有水冷淬火、油猛笑冷淬火和空冷淬火等。铸钢件淬火后应及时进行回火处理，以消除淬火应力及获得所需综合力学性闷皮能。铸钢件淬火工艺的主要参数：稳定组织、消除或大幅降低内应力。方法：人工时效或自然时效（又叫常化）处理。人工时效：加热到2-3网络，最好施加机械振动，并维持一段时间。自然时效（又叫常化）：丢在露天、日晒雨淋、饱经风霜，即可。
② 大型铸钢件为什么要进行热处理
铸钢件的铸态组稿郑织易产生较严重的晶技偏析、组织不均，如铸件断面往往表面是细等轴晶，二层是柱状晶，中间是等轴晶做敬御，以及魏氏组织和网状渗碳体，需要通过热处理（固态重结晶）来消除或减轻其有害影响，铸钢件通过热处理来控制其显微组织，达到需要的性能。另外由于铸钢件的壁厚差异以及结构的影响，同一铸件各部位具有不同的组织状态，并产生相当大的残留应力需要消除，因此，一般阀门铸钢件都要纯岩求以热处理状态供货。
按加热和冷却条件不同，铸钢件的主要热处理方式有退火、正火、均匀化处理、淬火、回火，固溶处理、沉淀硬化、消除应力处理及除氢处理。各种热处理的主要特点及适用范围。
由于铸造组织特点，铸钢件的热处理往往与化学成分相近的锻钢或轧材件不尽相同，其特点如下：
①铸钢件铸态组织中，常有粗大枝晶及偏析，热处理时，其加热温度稍高于相近成分的锻钢件，其奥氏体化保温时间也要适当延长；
②某些合金钢铸件的铸态组织偏析严重，为消除其对铸件最终热处理的影响，需予以均匀化处理；
③铸钢件形状复杂，壁厚相差大，必须考虑截面效应所导致试样与实际铸件在组织和性能上的差异；
④铸钢件凝固、冷却后，各部位都有程度不同的铸造应力。
③ 残留铸态组织和魏氏组织是什么意思
这些名词一般为锻造缺陷或热处理缺陷。
残留铸态组织是指钢材中含有大茄扒量未溶解的奥氏体。
魏扰喊氏组织是过热造成的一种组织缓纳野，影响强度。
④ 我公司生产ZG270-500铸钢件，金相中有魏氏组织，不知它是怎样产生的，又怎么去消除，请哪位来帮助解决。谢
钢材进链悉行热加工和热处理，如果加热温度控制不当，加热不均会使兄指材料超温，导致材料机械性能恶化。根据超温的程度和时间长短，钢材会发生脱碳，过热和过烧现象。 当高温加热后，在第一阶段加热， 在此阶段加热后冷却，当冷至Ar3温度，A析羡唤配出F，至Ar1，奥氏体发生共析反应转变为P。 如在Ar3至Ar1冷却较快，会析出F的魏氏体组织。降低钢的冲击性能，会使钢的机械性能恶化。 在焊接冶金过程中，由于受热温度和很高，使奥氏体晶粒发生严重的长大现象，冷却后得到晶粒粗大的地热组织，故称为过热区。此区的塑性差，韧性低，硬度高。其组织为粗大的铁素体和珠光体。在有的情况下，如气焊导热条件较差时，甚至可获得魏氏体组织。 .粗大组织的遗传：有粗大马氏体、贝氏体、魏氏体组织的钢件重新奥氏化时，以慢速加热到常规的淬火温度，甚至再低一些，其奥氏体晶粒仍然是粗大的，这种现象称为组织遗传性。要消除粗大组织的遗传性，可采用中间退火或多次高温回火处理。
⑤ 铸造产品的热处理有哪些
铸造是生产毛坯或零件的一种重要方法，适应性强，生产成本低，设备投资费用小。但是逐渐的结晶组织粗大、不均匀、力学性能低于锻件。常伴随的铸造缺陷有:①铸造裂纹，如热裂、冷裂、缩裂;②组织不良，气孔、缩孔、疏松、冷隔、夹杂物、夹渣、偏析等;③外观缺陷，粘砂、麻点等。铸钢件还会出现魏氏体组织。这些缺陷对后续的热处理质量有很大影响。
在热处理中，组织缺陷分为可以改善的缺陷或不能改善的缺陷。
铸铁件的热处理是去应力退火，即人工时效，温度550~600℃，保温2~4h后炉冷，有时采用自然时效，指将铸件在露天放置几个月或几年;对于消除白口铸可进行高温退火，温度900~950℃，保温2~5h后炉冷。铸钢件采用完全退火或正火消除缺陷。
⑥ 钛合金（TA、TC、TB）阐述热处理工艺
钛的热处理方法
一.钛的基本热处理:
工业纯钛是单相α 型组织，虽然在890℃以上有α-β 的多型体转变，但由于
相变特点决定了它的强化效应比较弱，所以不能用调质等热处和帆理提高工业纯钛的
机械强度。工业纯钛唯一的热处理就是退火。它的主要退火方法有三种：1 再结
晶退火 2 消应力退火 3 真空退火。前两种的目的都是消除应力和加工硬化效应，
以恢复塑性和成型能力。
工业纯钛在材料生产过程中加工硬度效应很大。图2-26 所示为经不同冷加
工后，TA2 屈服强度的升高，因此在钛材生产过程中，经冷、热加工后，为了恢
复塑性，得到稳定的细晶粒组织和均匀的机械性能，应进行再结晶退火。工业纯
钛的再结晶温度为550-650℃，因此再结晶退火温度应高于再结晶温度，但低于
α-β 相的转变温度。在650-700℃退火可获得最高的综合机械性能（因高于700℃
的退火将引起晶粒粗大，导致机械性能下降）。退火材料的冷加工硬化一般经
10-20 分钟退火就能消除。这种热处理一般在钛材生产单位进行。为了减少高温
热处理的气体污染并进一步脱除钛材在热加工过程中所吸收的氢气，目前一般钛
材生产厂家都要求真空气氛下的退火处理。
为了消除钛材在加工过程（如焊接、爆炸复合、制造过程中的轻度冷变形）
中的残余应力，应进行消应力热处理。
消应力退火一般不需要在真空或氩气气氛中进行，只要保持炉内气氛为微氧
化性即可。
二.钛及钛合金的热处理:
为了便于进行机械工业加并得到具有一定性能的钛和钛合金，以满足各种
产品对材料性能的要求，需要对钛及钛合金进行热处理。
1．唤闹雹工业纯钛（TA1、TA2、TA3）的热处理
α-钛合金从高温冷却到室温时，金相组织几乎全是α 相，不能起强化作用，
因此，目前对α-钛只需要进行消应力退火、再结晶退火和真空退火处理。前
两种是在微氧化炉中进行，而后者则应在真空炉中进行。
（一）消应力退火
为了消除钛和钛合金在熔铸、冷加工、机械加工及焊接等工艺过程中所产生
的内应力，以便于以后加工，并避免在使用过程中由于内应力存在而引起开裂破
坏，对α-钛应进行消除应力退火处理。消除应力退火温度不能过高、过低，因为
过高引起晶粒粗化，产生不必要的相变而影响机械性能，过低又会使应力得不到
消除，所以，一般是选在再结晶温度以下。对于工业纯钛来说，消除应力退火的
加热温度为500-600℃。加热时间应根据工件的厚度及保温时间来确定。为了提
高经济效果并防止不必要的氧化，应选择能消除大部分内应力的最短时间。工业
纯钛消除应力退火的保温时间为15-60 分钟，冷却方式一般采用空冷。
（二）再结晶退火（完全退火）
α-钛大部分在退火状态下使用，退火可降低强度、提高塑性，得到较好的综
合性能。为了尽可能减少在热处理过程中气体对钛材表面污染，热处理温度尽可
能选得低些。工业纯钛的退火温度高于再结晶温度，但低于α 向β 相转变的温度
120-200℃，这时所得到的是细晶粒组织。加热时间视工件厚度而定，冷却方式
一般采用空冷。对于工业纯钛来说，再结晶退火的加热温度为680-700℃，保温
时间为30-120 分钟。规范的选取要根据实际情况来定，通常加热温度高时，保
温时间要短些。
需要指出的是，退火温度高于700℃时，而且保温时间长时，将引起晶粒粗
化，导致机械性能下降，同时，晶粒一旦粗化，用现有的任何热处理方法都难以
使之细化。为了避免晶粒粗化，可采取下列两种措施：
1）尽可能将退火温度选在700℃以下。
2） 退火温度如果在700℃以上时，保温时间尽可能短些，但在一般情况下，
每mm 厚度不得少于3 分钟，对于所有工件来讲，不能小于15 分钟。
（三）真空退火
钛中的氢虽无强化作用，但危害性很大，能引起氢脆。氢在α-钛中的溶解
度很小，主要呈TiH2 化合物状态存在，而TiH2 只在300℃以下才稳定。如将α-
钛在真空中进行加热，就能将氢降低至0.1%以下。当钛中含氢量过多时需要除
氢，为了除氢或防止氧化，必须进行真空退火。真空退火的加弯祥热温度与保温时间，
与再结晶退火基本相同。冷却方式为在炉中缓冷却到适当的温度，然后才能开炉，
真空度不能低于5×10-4mmHg。
二．TC4（Ti-6Al-4V）的热处理
在钛合金中，TC4 是应用比较广泛的一种钛合金，通常它是在退火状态下
使用。对TC4 可进行消除应力退火、再结晶退火和固溶时效处理，退火后的组织
是α 和β 两相共存，但β 相含量较少，约占有10%。TC4 再结晶温度为750℃。
再结晶退火温度一般选在再结晶温度以上80~100℃（但在实际应用中，可视具
体情况而定，如表5-26），再结晶退火后TC4 的组织是等轴α 相+β 相，综合性
能良好。但对TC4 的退火处理只是一种相稳定化处理，为了充分民掘其优良性
能的潜力，则应进行强化处理。TC4 合金的α+β/β 相转变温度为980~990℃，固
溶处理温度一般选在α+β/β 转变温度以下40~100℃（视具体情况而定，如表5-26
所示），因为在β 相区固溶处理所得到的粗大魏氏体组织虽具有持久强度高和断
裂韧性高的优点，但拉伸塑性和疲劳强度均很低，而在α+β 相区固溶处理则无此
缺点。
规 范
类 型
温 度（℃） 时间（min） 冷 却 方 式
消除应力退火 550~650 30~240 空 冷
再结晶退火 750~800 60~120 空冷或随炉冷却至590℃后空冷
真空退火 790~815
固溶处理 850~950 30~60 水 淬
时效处理 480~560 4~8h 空 冷
时效处理是将固溶处理后的TC4 加热到中等温度，保持一定时间，随后空冷。
时效处理的目的是消除固溶处理所产生的对综合性能不利的α’相。固溶处理所产
生的淬火马氏体α’，在时效过程中发生迅速分解（相变相当复杂），使强度升高，
对此有两种看法：
1。认为由于α’分解出α+β，分解产物的弥散强化作用使TC4 强度升高。
2.认为在时效过程中，β 相分解形成ω 相，造成TC4 强化。
随着时效的进行，强度降低，对此现象也有两种不同的观点：
1．β 相的聚集使强度降低（与上述1 对应）。
2．ω 相的分解为一软化过程（与上述2 对应）。
时效温度和时间的选择要以获得最好的综合性能为准。在推荐的固溶及时效
范围内，最好通过时效硬化曲线来确定最佳工艺（如图5-28 所示。此曲线为TC4
经850℃固溶处理后，在不同温度下的时效硬化曲线）。低温时效（480-560℃）
要比大于700℃的高温时效好。因为在高温时的拉伸强度、持久和蠕变强度、断
裂韧性以及缺口拉伸性能等各方面，低温时效都比高温时效的好。
经固溶处理的TC4 综合性能比750-800℃ 退火处理后的综合性能要好。
需要指出的是，TC4 合金的加工态原始组织对热处理后的显微组织和力学性
能有较大的影响。对于高于相变温度，经过不同变形而形成的网兰状组织来说，
是不能被热处理所改变，在750~800℃退火后，基本保持原来的组织状态；对于
在相变温度以下进行加工而得到的α 及β 相组织，在750-800℃退火后，则能得
到等轴初生α相及转变的β相。前者的拉伸延性和断面收缩率都较后者低；但耐
高温性能和断裂韧性、抗热盐应力腐蚀都较高。
四．Ti-32Mo-2.5Nb 的热处理
Ti-32Mo-2.5Nb 是稳定β 型单相固溶合金，只需进行消除应力退火处理，
退火温度为750~800℃，保温一小时，冷却方式采用空冷、炉冷均可。
五．热处理中的几个问题
（一）污染问题
钛有极高的化学活性，几乎能与所有的元素作用。在室温下能与空气中的氧
起反应，生成一层极薄的氧化膜，氧化速率很小。但在高的温度下，除了氧化速
率加快并向金属晶格内扩散外，钛还与空气中的氢、氮、碳等起激烈的反应，也
能与气体化合物CO、CO2、H2O、NH4 及许多挥发性有机物反应。热处理金属元
素与工件表面的钛发生反应，使钛表面的化学成分发生变化，其中一些间隙元素
还能透过金属点阵，形成间隙固溶体。况且除氢以外，其他元素与钛的反应是不
可逆的。即使是氢，也不允许在最终热处理后，进行高温去除。间隙元素不仅影
响钛和钛合金的力学性能，而且还影响α+β/β 转变温度和一些相变过程，因此，
对于间隙元素，尤其是气体杂质元素对钛和钛合金的污染问题，在热处理中必须
引起重视。
（二）加热炉的选择
为在加热过程中防止污染，必须对不同要求的工件采取不同的措施。若在最
后经磨削或其他机械加工能将工件表面的污染层去除时，可在任何类型的加热炉
中进行加热，炉内气氛呈中性或微氧化性。为防止吸氢，炉内应绝对避免呈还原
性气氛。当工件的最后加工工序为热处理时，一定要采用真空炉（真空度要求在
1×10-4mmHg）或氩气气氛（氩气纯度在99.99%以上并且干燥）的加热炉中进行
加热。热处理完毕后，必要时用30%的硝酸加3%的氢氟酸其余为水，在50℃温
度下对工件进行酸洗，或轻微磨削，以除去表面污染层。
（四）加热方法
在热处理进行以前，首先要对加热炉炉膛进行清理，炉内不应有其他金属或
氧化皮；对于工件，则要求表面没有油污、水和氧化皮。
用真空炉对钛工件进行加热是防止污染的一种有效方法，但由于目前条件所
限，许多工厂还是采用一般加热炉。在一般加热炉中加热，根据需求的不同采用
不同的措施防止污染，比如：
1．根据工件的大小，可装在封闭的低碳钢容器中，抽真空后进行加热。若无真
空泵可通入惰性气体（氩气或氦气）进行保护，保护气体要多次反复通入、
排出，把空气完全排净。
2．使用涂层也是热处理中保护钛免遭污染的措施之一，在国外已取得一定的经
验。国内一些工厂也在采用高温漆和玻璃涂料作涂层。有人认为，目前对钛
所用的各种保护涂层，只能减少污染的深度，并不能完全免除污染。对每种
热处理，必须考虑允许的污染深度，选择合适有效的涂层，其中也包括热处
理后的剥离。
3．若用火焰加热，在加热过程中切忌火焰直接喷射在钛工件上，煤气火焰是钛
吸氢的主要根源之一。而用燃油加热，如若不慎将会引起钛工件过分氧化或
增碳。
（五） 冷却
钛和钛合金热处理的冷却方式主要是空冷或炉冷，也有采用油冷或风扇冷却
的。淬火介质可用低粘度油或含3%NaOH 的水溶液，但通常使用最广泛的淬火
介质是水。
只要能满足钛和钛合金对冷却速度的要求。一般钢的热处理所采用的冷却装
置对钛都适用。
⑦ 30号钢的魏氏组织怎么形成的怎么消除
魏氏组织；形成因素；消除措施
0.引言
在实际热处理生产中，常常出现具有先共析片（针）状铁素体或针（片）状渗碳体的组织，即所谓的魏氏组织（W）。大多数认为，魏氏组织对钢的力学性能是不利的。原因是珠光体基体上分布的针状铁素体，不但切割了基体组织，并且如同一些楔状物造成应力集中，形成裂纹核心，并沿铁素体扩展，使钢的塑性和冲击韧性显著降低。所以，为了弄清魏氏组织的形成因素并能在实际生产中有效预防和消除，研究者做了大量实践，并发表了大量论文和专著，笔者现将相关成果进行了总结。影响魏氏组织形成因素主要包括一下几方面：
1.加热温度的影响
为了充分了解在何种温度下易出现魏氏组织， 研究人员对高线生产的 12mmML35钢进行了不同的加热温度、保温7 分钟后空冷以及在300℃的回火炉中保温30分钟开启炉门冷却， 检验金相组织的变化情况，其结果如下：当加热到850℃时，冷却后的金相组织为铁素体+珠光体；当加热到900℃时，冷却后的金相组织为铁素体+珠光体+部分魏氏组织；当加热到950℃时，冷却后的金相组织为大部分魏氏组织+少量正常（铁素体+珠光体）组织；当加热到1000℃时，冷却后的金相组织为大量魏氏组织+少量正常（铁素体+珠光体）组织。从实验室模拟的情况看：ML35钢材加热到900℃以上， 冷却后钢中即出现了魏氏组织，这与实际生产测的结果基本吻合。不同的是在300℃的回火炉中保温30分钟，开启炉门冷却，出现的魏氏组织的量比采用空冷的少。
虽然实验室模拟的冷却情况与现场有一定的差距，但从其结果可以说明： 终轧温度高是ML35钢产生魏氏组织的主要原因。所以，只有在合适的温度下生产钢材，避免过高的加热温度，才能有效消除和预防钢中出现魏氏组织。
2.冷却速度的影响
大量工艺实践证明，魏氏组织只能在一定范围的冷却速度下才能形成。为了测定魏氏组织的临界冷却速度，一般情况下采用端淬法。首先，对试样进行一段耐火材料保护，其目的在于端淬过程沿纵向试样获得较大的冷速梯度，以便在一个试样上同时测得上临界点和下临界点。然后将上述用耐火材料保护的端淬试样在箱式电阻炉中加热到920℃，保温90min，出炉后喷水端淬。端淬后的试样沿纵向抛光腐蚀后，在光学显微镜下观察，结果在试样上端和下端分别观测到出现魏氏组织的一个分界点，根据实验结果：随着冷速的不同，魏氏组织的相对量和析出形态有明显的不同，从左边端部开始，由于水冷冷速大，组织为马氏体，没有魏氏组织；从端部10mm处往右边开始魏氏组织量逐渐增多，铁素体针逐渐增大；至耐火材料保护部位，无魏氏组织，为等轴的铁素体+珠光体。
以上实验充分证明了冷却速度对魏氏体形成的影响，魏氏组织是在一定的冷速范围内形成的。在该冷速范围内，先共析铁素体将由一部分呈针状魏氏组织形态存在，过慢（等轴铁素体+珠光体）或过快（马氏体）的冷速都不出现魏氏组织。因此，在热处理过程中，衫脊雀为了避免魏氏组织的产生及其对工件力学性能的不利影响，应尽量控制工件的冷却速度，避开魏氏野饥体形成的温度范围，以提高工件的综合力学性能。
3.碳（合金）量的影响
碳含量减少使先共析铁素体组织增多，当出现过热时，在一定的冷却速度下，铁素体首先在奥氏体晶界上成核，向奥氏体晶粒内部呈羽毛状长大，使碳原子发生扩散。随着加热温度的升高，晶粒趋向粗大，在较低的冷却速度下会出现魏氏体组织。由此可以看出，钢中的魏氏组织主要来自于先共析铁素体（有时也可来自于先共析渗碳体），而先共析组织的含量取决于钢中碳或早元素的浓度，所以说，含碳量也是影响钢中魏氏组织形成的一个重要因素。大量实验数据表明：含碳量<0.1%时，为粒状组织；含碳量为0.3-0.5%时，为网状组织；含碳量>0.5时，为珠光体；只有碳含量在0.2%左右时才有魏氏组织产生。之后随着碳含量的升高，其逐渐接近钢的共析成分，先共析组织越难析出，魏氏组织也就逐渐消失。经大量实验证明，当钢的碳含量超过0.6%时，魏氏组织铁素体就难以再形成。
另外，影响魏氏组织形成的不仅是碳含量，在实践中发现，有很多合金元素也能对其产生重要影响。当钢中加入Mn元素时，会促进魏氏组织铁素体的形成；而如果在其中加入Mo、Cr、Si等元素时，则会阻碍魏氏组织的形成。因此，在热处理工业生产中，为了避免魏氏组织带来的不利影响，要注意钢中碳及合金元素的影响，并通过控制合金的种类和含量来控制魏氏组织的产生。
4.晶粒度的影响
一般认为，奥氏体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织，而魏氏组织也往往与粗大的奥氏体晶粒伴生。实验中测得，在不同的奥氏体化加热温度条件下、采用同一冷却速度进行冷却，随着温度的变化，魏氏组织的数量和形态有很大的不同：温度低于900℃时，晶粒度在8.0～8.5 级，魏氏组织量较少；温度在950℃～1000℃范围，晶粒开始长大、晶粒度在6.0-7.0范围，魏氏组织量增加；温度在1050℃～1100℃范围，晶粒粗化、晶粒度在3.5～5.0范围，铁素体针的尺度增大，魏氏组织级别明显增大。
应该指出，当钢的奥氏体晶粒较小，存在少量魏氏组织铁素体时，并不明显降低钢的力学性能，在这种情况下钢件仍可使用。只有当奥氏体晶粒粗大，出现粗大的魏氏组织铁素体时，才使钢的强度降低，特别是韧性显著下降。因此，在实际生产中为了有效消除魏氏组织，可以采取细化晶粒的正火、退火及锻造等工艺。
5.结语
以上具体分析了钢中形成魏氏组织的具体因素，因此我们可根据这些因素提出相应的预防消除措施：①调整合适的热处理温度，避免过高温度；②过快或过慢的冷却速度都会抑制它的形成，因此在生产中要避开形成魏氏体的冷却速度范围；③选择碳含量合适的钢材，并可以通过添加适当合金元素的方法控制魏氏组织的形成；④采取细化晶粒的正火、退火及锻造等工艺，消除粗大的奥氏体晶粒。
⑧ 我是一位金相检验员我在2003年检验魏氏组织在4级以上晶粒度1级通过二次正火并未消除 怎样消除
可能是由于正火的时候温度过低、保温时间不足等，此外，此工件的晶粒度为1级，组织过于野困粗大，有组织的遗传。
解决的办法：
1、对铸态下的魏氏体组织进行完全奥氏体均匀化。提高加热温度可以快速进行奥氏体化并保温一定时间。
2、加快过冷奥氏体的冷却速度（尤其是Ar3(Arcm)~（Ar1－100℃）温度之间冷却速度），使魏氏体（长距离）扩散转变的条件不能满足兄哗，才能使之不发生魏氏体转变。这些方法有正火、等温正火、等温淬火、淬火（调质）等。
3、要消除粗大组织的遗传性，可采用中间退火或多次高温回火处理。
4、消羡脊行除魏氏组织常用的办法一般采用退火或正火；程度严重的工件可采用二次正火（较高温度+较低温度）。一般出现魏氏组织的工件还要进行最终热处理，如淬火+回火，所以也能通过后续热处理把魏氏组织消除掉。
⑨ 合金钢的预先热处理（正火、回火）有什么用呢
是精密铸造之后的零件。先预先热处理。正-回火是铸钢件常用的热处理工艺。正火可以细化晶粒，消除魏氏组织，得到比退火更细的组织，拍键团从而可以进一步提高铸袭橘钢件的 力学性能。正火后的 回火可以消除应亮锋力和增加韧性。