① 鑄鋼件鑄造成型後都要熱處理嗎
鑄鋼件按設計要求規定經過熱處理的，按加熱和冷卻條件不同，鑄鋼件的主要熱處理方式有：退火、正火、均勻化處理、淬火、回火、固溶處理、沉澱硬化、消除應力處理及除氫處理。
1．退火： 退火是將鑄鋼件加熱到Acs以上20～30。C，保溫一定時間，冷卻的熱處理工藝。退火的目的是為消除鑄造組織中的柱狀晶、粗等軸晶、魏氏組織和樹枝狀偏析，以改善鑄鋼力學性能。碳鋼退火後的組織：亞共析鑄鋼為鐵素體和珠光體，共析鑄鋼為珠光體，過共析鑄鋼為珠光體和碳化物。適用於所有牌號的鑄鋼件。圖11—4為幾種退火處理工藝的加熱規范示意圖。表ll—1為鑄鋼件常用退火工藝類型及其應用。
2．正火：正火是將鑄鋼件目口熱到Ac。溫度以上30～50。C保溫，使之完全奧氏體化，然後在靜止空氣中冷卻的熱處理工藝。圖11—5為碳鋼的正火溫度范圍示意圖。正火的目的是細化鋼的組織，使其具有所需的力學性能，也司作為以後熱處理的預備處理。正火與退火工藝的區別有兩個：其一是正火加熱溫度要偏高些；其二是正火冷卻較快些。經正枝罩含火的鑄鋼強度稍高於退火鑄鋼，其珠光體組織較細。一般工程用碳鋼及部分厚大、形狀復雜的合金鋼鑄件多採用正火處理。
正火可消除共析鑄鋼和過共析鑄鋼件中的網狀碳化物，以利於球化退火；可作為中碳鋼以及合金結構鋼淬火前的預備處理，以細化晶粒和均勻組織，從而減少鑄件在淬火時產生的缺陷。
3．淬火：淬火是將鑄鋼件加熱到奧氏體化後(Ac。或Ac＆#8226;以上)，保持一定時間後以適當方式冷卻，獲得馬氏體或貝氏體組織的熱處理工藝。常見的有水冷淬火、油猛笑冷淬火和空冷淬火等。鑄鋼件淬火後應及時進行回火處理，以消除淬火應力及獲得所需綜合力學性悶皮能。鑄鋼件淬火工藝的主要參數：穩定組織、消除或大幅降低內應力。方法：人工時效或自然時效（又叫常化）處理。人工時效：加熱到2-3網路，最好施加機械振動，並維持一段時間。自然時效（又叫常化）：丟在露天、日曬雨淋、飽經風霜，即可。
② 大型鑄鋼件為什麼要進行熱處理
鑄鋼件的鑄態組稿鄭織易產生較嚴重的晶技偏析、組織不均，如鑄件斷面往往表面是細等軸晶，二層是柱狀晶，中間是等軸晶做敬御，以及魏氏組織和網狀滲碳體，需要通過熱處理（固態重結晶）來消除或減輕其有害影響，鑄鋼件通過熱處理來控制其顯微組織，達到需要的性能。另外由於鑄鋼件的壁厚差異以及結構的影響，同一鑄件各部位具有不同的組織狀態，並產生相當大的殘留應力需要消除，因此，一般閥門鑄鋼件都要純岩求以熱處理狀態供貨。
按加熱和冷卻條件不同，鑄鋼件的主要熱處理方式有退火、正火、均勻化處理、淬火、回火，固溶處理、沉澱硬化、消除應力處理及除氫處理。各種熱處理的主要特點及適用范圍。
由於鑄造組織特點，鑄鋼件的熱處理往往與化學成分相近的鍛鋼或軋材件不盡相同，其特點如下：
①鑄鋼件鑄態組織中，常有粗大枝晶及偏析，熱處理時，其加熱溫度稍高於相近成分的鍛鋼件，其奧氏體化保溫時間也要適當延長；
②某些合金鋼鑄件的鑄態組織偏析嚴重，為消除其對鑄件最終熱處理的影響，需予以均勻化處理；
③鑄鋼件形狀復雜，壁厚相差大，必須考慮截面效應所導致試樣與實際鑄件在組織和性能上的差異；
④鑄鋼件凝固、冷卻後，各部位都有程度不同的鑄造應力。
③ 殘留鑄態組織和魏氏組織是什麼意思
這些名詞一般為鍛造缺陷或熱處理缺陷。
殘留鑄態組織是指鋼材中含有大茄扒量未溶解的奧氏體。
魏擾喊氏組織是過熱造成的一種組織緩納野，影響強度。
④ 我公司生產ZG270-500鑄鋼件，金相中有魏氏組織，不知它是怎樣產生的，又怎麼去消除，請哪位來幫助解決。謝
鋼材進鏈悉行熱加工和熱處理，如果加熱溫度控制不當，加熱不均會使兄指材料超溫，導致材料機械性能惡化。根據超溫的程度和時間長短，鋼材會發生脫碳，過熱和過燒現象。 當高溫加熱後，在第一階段加熱， 在此階段加熱後冷卻，當冷至Ar3溫度，A析羨喚配出F，至Ar1，奧氏體發生共析反應轉變為P。 如在Ar3至Ar1冷卻較快，會析出F的魏氏體組織。降低鋼的沖擊性能，會使鋼的機械性能惡化。 在焊接冶金過程中，由於受熱溫度和很高，使奧氏體晶粒發生嚴重的長大現象，冷卻後得到晶粒粗大的地熱組織，故稱為過熱區。此區的塑性差，韌性低，硬度高。其組織為粗大的鐵素體和珠光體。在有的情況下，如氣焊導熱條件較差時，甚至可獲得魏氏體組織。 .粗大組織的遺傳：有粗大馬氏體、貝氏體、魏氏體組織的鋼件重新奧氏化時，以慢速加熱到常規的淬火溫度，甚至再低一些，其奧氏體晶粒仍然是粗大的，這種現象稱為組織遺傳性。要消除粗大組織的遺傳性，可採用中間退火或多次高溫回火處理。
⑤ 鑄造產品的熱處理有哪些
鑄造是生產毛坯或零件的一種重要方法，適應性強，生產成本低，設備投資費用小。但是逐漸的結晶組織粗大、不均勻、力學性能低於鍛件。常伴隨的鑄造缺陷有:①鑄造裂紋，如熱裂、冷裂、縮裂;②組織不良，氣孔、縮孔、疏鬆、冷隔、夾雜物、夾渣、偏析等;③外觀缺陷，粘砂、麻點等。鑄鋼件還會出現魏氏體組織。這些缺陷對後續的熱處理質量有很大影響。
在熱處理中，組織缺陷分為可以改善的缺陷或不能改善的缺陷。
鑄鐵件的熱處理是去應力退火，即人工時效，溫度550~600℃，保溫2~4h後爐冷，有時採用自然時效，指將鑄件在露天放置幾個月或幾年;對於消除白口鑄可進行高溫退火，溫度900~950℃，保溫2~5h後爐冷。鑄鋼件採用完全退火或正火消除缺陷。
⑥ 鈦合金（TA、TC、TB）闡述熱處理工藝
鈦的熱處理方法
一.鈦的基本熱處理:
工業純鈦是單相α 型組織，雖然在890℃以上有α-β 的多型體轉變，但由於
相變特點決定了它的強化效應比較弱，所以不能用調質等熱處和帆理提高工業純鈦的
機械強度。工業純鈦唯一的熱處理就是退火。它的主要退火方法有三種：1 再結
晶退火 2 消應力退火 3 真空退火。前兩種的目的都是消除應力和加工硬化效應，
以恢復塑性和成型能力。
工業純鈦在材料生產過程中加工硬度效應很大。圖2-26 所示為經不同冷加
工後，TA2 屈服強度的升高，因此在鈦材生產過程中，經冷、熱加工後，為了恢
復塑性，得到穩定的細晶粒組織和均勻的機械性能，應進行再結晶退火。工業純
鈦的再結晶溫度為550-650℃，因此再結晶退火溫度應高於再結晶溫度，但低於
α-β 相的轉變溫度。在650-700℃退火可獲得最高的綜合機械性能（因高於700℃
的退火將引起晶粒粗大，導致機械性能下降）。退火材料的冷加工硬化一般經
10-20 分鍾退火就能消除。這種熱處理一般在鈦材生產單位進行。為了減少高溫
熱處理的氣體污染並進一步脫除鈦材在熱加工過程中所吸收的氫氣，目前一般鈦
材生產廠家都要求真空氣氛下的退火處理。
為了消除鈦材在加工過程（如焊接、爆炸復合、製造過程中的輕度冷變形）
中的殘余應力，應進行消應力熱處理。
消應力退火一般不需要在真空或氬氣氣氛中進行，只要保持爐內氣氛為微氧
化性即可。
二.鈦及鈦合金的熱處理:
為了便於進行機械工業加並得到具有一定性能的鈦和鈦合金，以滿足各種
產品對材料性能的要求，需要對鈦及鈦合金進行熱處理。
1．喚鬧雹工業純鈦（TA1、TA2、TA3）的熱處理
α-鈦合金從高溫冷卻到室溫時，金相組織幾乎全是α 相，不能起強化作用，
因此，目前對α-鈦只需要進行消應力退火、再結晶退火和真空退火處理。前
兩種是在微氧化爐中進行，而後者則應在真空爐中進行。
（一）消應力退火
為了消除鈦和鈦合金在熔鑄、冷加工、機械加工及焊接等工藝過程中所產生
的內應力，以便於以後加工，並避免在使用過程中由於內應力存在而引起開裂破
壞，對α-鈦應進行消除應力退火處理。消除應力退火溫度不能過高、過低，因為
過高引起晶粒粗化，產生不必要的相變而影響機械性能，過低又會使應力得不到
消除，所以，一般是選在再結晶溫度以下。對於工業純鈦來說，消除應力退火的
加熱溫度為500-600℃。加熱時間應根據工件的厚度及保溫時間來確定。為了提
高經濟效果並防止不必要的氧化，應選擇能消除大部分內應力的最短時間。工業
純鈦消除應力退火的保溫時間為15-60 分鍾，冷卻方式一般採用空冷。
（二）再結晶退火（完全退火）
α-鈦大部分在退火狀態下使用，退火可降低強度、提高塑性，得到較好的綜
合性能。為了盡可能減少在熱處理過程中氣體對鈦材表面污染，熱處理溫度盡可
能選得低些。工業純鈦的退火溫度高於再結晶溫度，但低於α 向β 相轉變的溫度
120-200℃，這時所得到的是細晶粒組織。加熱時間視工件厚度而定，冷卻方式
一般採用空冷。對於工業純鈦來說，再結晶退火的加熱溫度為680-700℃，保溫
時間為30-120 分鍾。規范的選取要根據實際情況來定，通常加熱溫度高時，保
溫時間要短些。
需要指出的是，退火溫度高於700℃時，而且保溫時間長時，將引起晶粒粗
化，導致機械性能下降，同時，晶粒一旦粗化，用現有的任何熱處理方法都難以
使之細化。為了避免晶粒粗化，可採取下列兩種措施：
1）盡可能將退火溫度選在700℃以下。
2） 退火溫度如果在700℃以上時，保溫時間盡可能短些，但在一般情況下，
每mm 厚度不得少於3 分鍾，對於所有工件來講，不能小於15 分鍾。
（三）真空退火
鈦中的氫雖無強化作用，但危害性很大，能引起氫脆。氫在α-鈦中的溶解
度很小，主要呈TiH2 化合物狀態存在，而TiH2 只在300℃以下才穩定。如將α-
鈦在真空中進行加熱，就能將氫降低至0.1%以下。當鈦中含氫量過多時需要除
氫，為了除氫或防止氧化，必須進行真空退火。真空退火的加彎祥熱溫度與保溫時間，
與再結晶退火基本相同。冷卻方式為在爐中緩冷卻到適當的溫度，然後才能開爐，
真空度不能低於5×10-4mmHg。
二．TC4（Ti-6Al-4V）的熱處理
在鈦合金中，TC4 是應用比較廣泛的一種鈦合金，通常它是在退火狀態下
使用。對TC4 可進行消除應力退火、再結晶退火和固溶時效處理，退火後的組織
是α 和β 兩相共存，但β 相含量較少，約佔有10%。TC4 再結晶溫度為750℃。
再結晶退火溫度一般選在再結晶溫度以上80~100℃（但在實際應用中，可視具
體情況而定，如表5-26），再結晶退火後TC4 的組織是等軸α 相+β 相，綜合性
能良好。但對TC4 的退火處理只是一種相穩定化處理，為了充分民掘其優良性
能的潛力，則應進行強化處理。TC4 合金的α+β/β 相轉變溫度為980~990℃，固
溶處理溫度一般選在α+β/β 轉變溫度以下40~100℃（視具體情況而定，如表5-26
所示），因為在β 相區固溶處理所得到的粗大魏氏體組織雖具有持久強度高和斷
裂韌性高的優點，但拉伸塑性和疲勞強度均很低，而在α+β 相區固溶處理則無此
缺點。
規 范
類 型
溫 度（℃） 時間（min） 冷 卻 方 式
消除應力退火 550~650 30~240 空 冷
再結晶退火 750~800 60~120 空冷或隨爐冷卻至590℃後空冷
真空退火 790~815
固溶處理 850~950 30~60 水 淬
時效處理 480~560 4~8h 空 冷
時效處理是將固溶處理後的TC4 加熱到中等溫度，保持一定時間，隨後空冷。
時效處理的目的是消除固溶處理所產生的對綜合性能不利的α』相。固溶處理所產
生的淬火馬氏體α』，在時效過程中發生迅速分解（相變相當復雜），使強度升高，
對此有兩種看法：
1。認為由於α』分解出α+β，分解產物的彌散強化作用使TC4 強度升高。
2.認為在時效過程中，β 相分解形成ω 相，造成TC4 強化。
隨著時效的進行，強度降低，對此現象也有兩種不同的觀點：
1．β 相的聚集使強度降低（與上述1 對應）。
2．ω 相的分解為一軟化過程（與上述2 對應）。
時效溫度和時間的選擇要以獲得最好的綜合性能為准。在推薦的固溶及時效
范圍內，最好通過時效硬化曲線來確定最佳工藝（如圖5-28 所示。此曲線為TC4
經850℃固溶處理後，在不同溫度下的時效硬化曲線）。低溫時效（480-560℃）
要比大於700℃的高溫時效好。因為在高溫時的拉伸強度、持久和蠕變強度、斷
裂韌性以及缺口拉伸性能等各方面，低溫時效都比高溫時效的好。
經固溶處理的TC4 綜合性能比750-800℃ 退火處理後的綜合性能要好。
需要指出的是，TC4 合金的加工態原始組織對熱處理後的顯微組織和力學性
能有較大的影響。對於高於相變溫度，經過不同變形而形成的網蘭狀組織來說，
是不能被熱處理所改變，在750~800℃退火後，基本保持原來的組織狀態；對於
在相變溫度以下進行加工而得到的α 及β 相組織，在750-800℃退火後，則能得
到等軸初生α相及轉變的β相。前者的拉伸延性和斷面收縮率都較後者低；但耐
高溫性能和斷裂韌性、抗熱鹽應力腐蝕都較高。
四．Ti-32Mo-2.5Nb 的熱處理
Ti-32Mo-2.5Nb 是穩定β 型單相固溶合金，只需進行消除應力退火處理，
退火溫度為750~800℃，保溫一小時，冷卻方式採用空冷、爐冷均可。
五．熱處理中的幾個問題
（一）污染問題
鈦有極高的化學活性，幾乎能與所有的元素作用。在室溫下能與空氣中的氧
起反應，生成一層極薄的氧化膜，氧化速率很小。但在高的溫度下，除了氧化速
率加快並向金屬晶格內擴散外，鈦還與空氣中的氫、氮、碳等起激烈的反應，也
能與氣體化合物CO、CO2、H2O、NH4 及許多揮發性有機物反應。熱處理金屬元
素與工件表面的鈦發生反應，使鈦表面的化學成分發生變化，其中一些間隙元素
還能透過金屬點陣，形成間隙固溶體。況且除氫以外，其他元素與鈦的反應是不
可逆的。即使是氫，也不允許在最終熱處理後，進行高溫去除。間隙元素不僅影
響鈦和鈦合金的力學性能，而且還影響α+β/β 轉變溫度和一些相變過程，因此，
對於間隙元素，尤其是氣體雜質元素對鈦和鈦合金的污染問題，在熱處理中必須
引起重視。
（二）加熱爐的選擇
為在加熱過程中防止污染，必須對不同要求的工件採取不同的措施。若在最
後經磨削或其他機械加工能將工件表面的污染層去除時，可在任何類型的加熱爐
中進行加熱，爐內氣氛呈中性或微氧化性。為防止吸氫，爐內應絕對避免呈還原
性氣氛。當工件的最後加工工序為熱處理時，一定要採用真空爐（真空度要求在
1×10-4mmHg）或氬氣氣氛（氬氣純度在99.99%以上並且乾燥）的加熱爐中進行
加熱。熱處理完畢後，必要時用30%的硝酸加3%的氫氟酸其餘為水，在50℃溫
度下對工件進行酸洗，或輕微磨削，以除去表面污染層。
（四）加熱方法
在熱處理進行以前，首先要對加熱爐爐膛進行清理，爐內不應有其他金屬或
氧化皮；對於工件，則要求表面沒有油污、水和氧化皮。
用真空爐對鈦工件進行加熱是防止污染的一種有效方法，但由於目前條件所
限，許多工廠還是採用一般加熱爐。在一般加熱爐中加熱，根據需求的不同採用
不同的措施防止污染，比如：
1．根據工件的大小，可裝在封閉的低碳鋼容器中，抽真空後進行加熱。若無真
空泵可通入惰性氣體（氬氣或氦氣）進行保護，保護氣體要多次反復通入、
排出，把空氣完全排凈。
2．使用塗層也是熱處理中保護鈦免遭污染的措施之一，在國外已取得一定的經
驗。國內一些工廠也在採用高溫漆和玻璃塗料作塗層。有人認為，目前對鈦
所用的各種保護塗層，只能減少污染的深度，並不能完全免除污染。對每種
熱處理，必須考慮允許的污染深度，選擇合適有效的塗層，其中也包括熱處
理後的剝離。
3．若用火焰加熱，在加熱過程中切忌火焰直接噴射在鈦工件上，煤氣火焰是鈦
吸氫的主要根源之一。而用燃油加熱，如若不慎將會引起鈦工件過分氧化或
增碳。
（五） 冷卻
鈦和鈦合金熱處理的冷卻方式主要是空冷或爐冷，也有採用油冷或風扇冷卻
的。淬火介質可用低粘度油或含3%NaOH 的水溶液，但通常使用最廣泛的淬火
介質是水。
只要能滿足鈦和鈦合金對冷卻速度的要求。一般鋼的熱處理所採用的冷卻裝
置對鈦都適用。
⑦ 30號鋼的魏氏組織怎麼形成的怎麼消除
魏氏組織；形成因素；消除措施
0.引言
在實際熱處理生產中，常常出現具有先共析片（針）狀鐵素體或針（片）狀滲碳體的組織，即所謂的魏氏組織（W）。大多數認為，魏氏組織對鋼的力學性能是不利的。原因是珠光體基體上分布的針狀鐵素體，不但切割了基體組織，並且如同一些楔狀物造成應力集中，形成裂紋核心，並沿鐵素體擴展，使鋼的塑性和沖擊韌性顯著降低。所以，為了弄清魏氏組織的形成因素並能在實際生產中有效預防和消除，研究者做了大量實踐，並發表了大量論文和專著，筆者現將相關成果進行了總結。影響魏氏組織形成因素主要包括一下幾方面：
1.加熱溫度的影響
為了充分了解在何種溫度下易出現魏氏組織， 研究人員對高線生產的 12mmML35鋼進行了不同的加熱溫度、保溫7 分鍾後空冷以及在300℃的回火爐中保溫30分鍾開啟爐門冷卻， 檢驗金相組織的變化情況，其結果如下：當加熱到850℃時，冷卻後的金相組織為鐵素體+珠光體；當加熱到900℃時，冷卻後的金相組織為鐵素體+珠光體+部分魏氏組織；當加熱到950℃時，冷卻後的金相組織為大部分魏氏組織+少量正常（鐵素體+珠光體）組織；當加熱到1000℃時，冷卻後的金相組織為大量魏氏組織+少量正常（鐵素體+珠光體）組織。從實驗室模擬的情況看：ML35鋼材加熱到900℃以上， 冷卻後鋼中即出現了魏氏組織，這與實際生產測的結果基本吻合。不同的是在300℃的回火爐中保溫30分鍾，開啟爐門冷卻，出現的魏氏組織的量比採用空冷的少。
雖然實驗室模擬的冷卻情況與現場有一定的差距，但從其結果可以說明： 終軋溫度高是ML35鋼產生魏氏組織的主要原因。所以，只有在合適的溫度下生產鋼材，避免過高的加熱溫度，才能有效消除和預防鋼中出現魏氏組織。
2.冷卻速度的影響
大量工藝實踐證明，魏氏組織只能在一定范圍的冷卻速度下才能形成。為了測定魏氏組織的臨界冷卻速度，一般情況下採用端淬法。首先，對試樣進行一段耐火材料保護，其目的在於端淬過程沿縱向試樣獲得較大的冷速梯度，以便在一個試樣上同時測得上臨界點和下臨界點。然後將上述用耐火材料保護的端淬試樣在箱式電阻爐中加熱到920℃，保溫90min，出爐後噴水端淬。端淬後的試樣沿縱向拋光腐蝕後，在光學顯微鏡下觀察，結果在試樣上端和下端分別觀測到出現魏氏組織的一個分界點，根據實驗結果：隨著冷速的不同，魏氏組織的相對量和析出形態有明顯的不同，從左邊端部開始，由於水冷冷速大，組織為馬氏體，沒有魏氏組織；從端部10mm處往右邊開始魏氏組織量逐漸增多，鐵素體針逐漸增大；至耐火材料保護部位，無魏氏組織，為等軸的鐵素體+珠光體。
以上實驗充分證明了冷卻速度對魏氏體形成的影響，魏氏組織是在一定的冷速范圍內形成的。在該冷速范圍內，先共析鐵素體將由一部分呈針狀魏氏組織形態存在，過慢（等軸鐵素體+珠光體）或過快（馬氏體）的冷速都不出現魏氏組織。因此，在熱處理過程中，衫脊雀為了避免魏氏組織的產生及其對工件力學性能的不利影響，應盡量控制工件的冷卻速度，避開魏氏野飢體形成的溫度范圍，以提高工件的綜合力學性能。
3.碳（合金）量的影響
碳含量減少使先共析鐵素體組織增多，當出現過熱時，在一定的冷卻速度下，鐵素體首先在奧氏體晶界上成核，向奧氏體晶粒內部呈羽毛狀長大，使碳原子發生擴散。隨著加熱溫度的升高，晶粒趨向粗大，在較低的冷卻速度下會出現魏氏體組織。由此可以看出，鋼中的魏氏組織主要來自於先共析鐵素體（有時也可來自於先共析滲碳體），而先共析組織的含量取決於鋼中碳或早元素的濃度，所以說，含碳量也是影響鋼中魏氏組織形成的一個重要因素。大量實驗數據表明：含碳量<0.1%時，為粒狀組織；含碳量為0.3-0.5%時，為網狀組織；含碳量>0.5時，為珠光體；只有碳含量在0.2%左右時才有魏氏組織產生。之後隨著碳含量的升高，其逐漸接近鋼的共析成分，先共析組織越難析出，魏氏組織也就逐漸消失。經大量實驗證明，當鋼的碳含量超過0.6%時，魏氏組織鐵素體就難以再形成。
另外，影響魏氏組織形成的不僅是碳含量，在實踐中發現，有很多合金元素也能對其產生重要影響。當鋼中加入Mn元素時，會促進魏氏組織鐵素體的形成；而如果在其中加入Mo、Cr、Si等元素時，則會阻礙魏氏組織的形成。因此，在熱處理工業生產中，為了避免魏氏組織帶來的不利影響，要注意鋼中碳及合金元素的影響，並通過控制合金的種類和含量來控制魏氏組織的產生。
4.晶粒度的影響
一般認為，奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織，而魏氏組織也往往與粗大的奧氏體晶粒伴生。實驗中測得，在不同的奧氏體化加熱溫度條件下、採用同一冷卻速度進行冷卻，隨著溫度的變化，魏氏組織的數量和形態有很大的不同：溫度低於900℃時，晶粒度在8.0～8.5 級，魏氏組織量較少；溫度在950℃～1000℃范圍，晶粒開始長大、晶粒度在6.0-7.0范圍，魏氏組織量增加；溫度在1050℃～1100℃范圍，晶粒粗化、晶粒度在3.5～5.0范圍，鐵素體針的尺度增大，魏氏組織級別明顯增大。
應該指出，當鋼的奧氏體晶粒較小，存在少量魏氏組織鐵素體時，並不明顯降低鋼的力學性能，在這種情況下鋼件仍可使用。只有當奧氏體晶粒粗大，出現粗大的魏氏組織鐵素體時，才使鋼的強度降低，特別是韌性顯著下降。因此，在實際生產中為了有效消除魏氏組織，可以採取細化晶粒的正火、退火及鍛造等工藝。
5.結語
以上具體分析了鋼中形成魏氏組織的具體因素，因此我們可根據這些因素提出相應的預防消除措施：①調整合適的熱處理溫度，避免過高溫度；②過快或過慢的冷卻速度都會抑制它的形成，因此在生產中要避開形成魏氏體的冷卻速度范圍；③選擇碳含量合適的鋼材，並可以通過添加適當合金元素的方法控制魏氏組織的形成；④採取細化晶粒的正火、退火及鍛造等工藝，消除粗大的奧氏體晶粒。
⑧ 我是一位金相檢驗員我在2003年檢驗魏氏組織在4級以上晶粒度1級通過二次正火並未消除 怎樣消除
可能是由於正火的時候溫度過低、保溫時間不足等，此外，此工件的晶粒度為1級，組織過於野困粗大，有組織的遺傳。
解決的辦法：
1、對鑄態下的魏氏體組織進行完全奧氏體均勻化。提高加熱溫度可以快速進行奧氏體化並保溫一定時間。
2、加快過冷奧氏體的冷卻速度（尤其是Ar3(Arcm)~（Ar1－100℃）溫度之間冷卻速度），使魏氏體（長距離）擴散轉變的條件不能滿足兄嘩，才能使之不發生魏氏體轉變。這些方法有正火、等溫正火、等溫淬火、淬火（調質）等。
3、要消除粗大組織的遺傳性，可採用中間退火或多次高溫回火處理。
4、消羨脊行除魏氏組織常用的辦法一般採用退火或正火；程度嚴重的工件可採用二次正火（較高溫度+較低溫度）。一般出現魏氏組織的工件還要進行最終熱處理，如淬火+回火，所以也能通過後續熱處理把魏氏組織消除掉。
⑨ 合金鋼的預先熱處理（正火、回火）有什麼用呢
是精密鑄造之後的零件。先預先熱處理。正-回火是鑄鋼件常用的熱處理工藝。正火可以細化晶粒，消除魏氏組織，得到比退火更細的組織，拍鍵團從而可以進一步提高鑄襲橘鋼件的 力學性能。正火後的 回火可以消除應亮鋒力和增加韌性。