① 馬氏體和魏氏體的關系
1魏氏組織的形成
在實際生產中，ωc＜0.6%的亞共析鋼和ωc＞1.2%的過共析鋼在鑄造、熱軋、鍛造後的空冷，焊縫或熱影響區空冷，或者當溫度過高並以較快速度冷卻時，先共析鐵素體或先共析滲碳體從奧氏體晶界沿奧氏體一定晶面往晶內生長，呈針片狀析出。
2魏氏組織的微觀形態
在金相顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界生長出來的近平行的或其他規則排列的針狀鐵素體或滲碳體以及其間存在的珠光體組織，這種組織稱為魏氏組織，下圖為鐵素體魏氏組織與滲碳體魏氏組織。
3魏氏組織的形成機制
魏氏組織中鐵素體是按切變機制形成的，與貝氏體中鐵素體形成機制相似，試樣也會出現浮凸現象。由於鐵素體是在較快冷卻速度下形成的，因此鐵素體只能沿奧氏體某一特定晶面析出，並與母相奧氏體存在晶體學位向關系。
這種針狀鐵素體可以從奧氏體中直接析出，也可以沿著奧氏體晶界首先析出網狀鐵素體，然後再從網狀鐵素體平行地向晶內長大。當魏氏組織中的鐵素體形成時，鐵素體中的碳擴散到兩側母相奧氏體中，從而使鐵素體針之間的奧氏體碳含量不斷增加，最終轉變為珠光體。按貝氏體轉變機制形成的魏氏組織，其鐵素體實際上就是無碳貝氏體。
4影響因素
魏氏組織的形成與鋼中含碳量、奧氏體晶粒大小及冷卻速度（轉變溫度）有關，下圖表示各類鐵素體及滲碳體的形成溫度和含碳量的范圍。
由圖可見，只有在較快冷卻速度和一定碳含量范圍內才能形成魏氏組織（W區）。當亞共析鋼中碳的質量分數超過0.6%時，由於含碳量高，形成貧碳區的幾率很小，故魏氏組織難以形成。研究表明，對於亞共析鋼，當奧氏體晶粒較細小時，只有含碳量在ωc=0.15%~0.35%的狹窄范圍內，冷卻速度較快時才能形成魏氏組織。
奧氏體晶粒越細小，越容易形成網狀鐵素體，而不容易形成魏氏組織。奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織，形成魏氏組織的含碳量的范圍變寬。因此魏氏組織通常伴隨奧氏體粗晶組織出現。
5魏氏組織的性能
（1）魏氏組織是一種鋼的過熱組織。它使鋼的力學性能，特別是沖擊韌度和塑性有顯著降低，並提高鋼的脆性轉折溫度，因而使鋼容易發生脆性斷裂。
（2）一般研究指出，只有當奧氏體晶粒粗化，出現粗大的鐵素體或滲碳體魏氏組織並嚴重切割基體時，才使鋼的強度和沖擊韌度顯著降低，而當奧氏體晶粒比較細小時，即使存在少量針狀的鐵素體魏氏組織，並不顯著影響鋼的力學性能。這是由於魏氏組織中的鐵素體有較細的亞結構、較高的位錯密度所致。因此所說的魏氏組織降低鋼的力學性能總是和奧氏體晶粒粗化聯系在一起。
（3）當鋼或鑄鋼中出現魏氏組織降低其力學性能時，首先應當考慮是否由於加熱溫度過高，使奧氏體晶粒粗化造成的。
（4）對於易出現魏氏組織的鋼材可以通過控制軋制、降低終鍛溫度、控制鍛（扎）後的冷卻速度或者改變熱處理工藝，例如通過細化晶粒的調質、正火、退火、等溫淬火等工藝來防止或消除魏氏組織。
6魏氏組織鑒賞
鋼在冷卻時的轉變之馬氏體
氏體晶體結構、組織、性能
1定義
（1）馬氏體轉變：鋼從奧氏體狀態快速冷卻，抑制其擴散性分解（低於MS點發生的無擴散型相變叫做馬氏體轉變。值得注意的是基本特徵屬於馬氏體轉變的相變，其相變產物都稱為馬氏體。
2）馬氏體：鋼中的馬氏體就其本質來說，是碳在α-Fe中過飽和的間隙固溶體。
2馬氏體的晶體結構
3馬氏體的組織形態
鋼中馬氏體有兩種基本形態：板條馬氏體（位錯馬氏體）、片狀馬氏體（又稱針狀馬氏體）。
（1）板條馬氏體 板條馬氏體是在低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼等鐵基合金中形成一種典型的馬氏體組織。
a）結構形態：馬氏體板條（D）→馬氏體束（B-2條；C-1條）→板條群（3~5個）→板條馬氏體。
b）密集的板條之間通常由含碳量較高的殘余奧氏體分割開，這一薄層殘留奧氏體存在顯著地改善鋼的力學性能。
c）板條馬氏體內有大量位錯，這些位錯分布不均勻。形成胞狀亞結構，稱為位錯胞，所以又稱位錯馬氏體。
（2）片狀馬氏體 高碳鋼（ωC＞0.6%）、ωNi=30%的不銹鋼及一些有色金屬和合金，淬火時形成的片狀馬氏體組織。
a）結構形態：片狀馬氏體的空間形態呈凸透鏡狀，由於試樣拋磨與其截面相截，因此在光學顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，故片狀馬氏體又稱針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。
b）顯微組織特徵：馬氏體片互相不平行，在一個奧氏體晶粒內，第一片形成的馬氏體往往貫穿整個奧氏體晶粒，並將其分割成兩半，使以後形成的馬氏體片尺寸越來越小。
c）尺寸：最大尺寸取決於原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越粗大。
d）隱晶馬氏體：當最大的馬氏體片細小到光學顯微鏡不能分辨時，便成為「隱晶馬氏體」在生產中正常淬火得到的馬氏體，一般都是隱晶馬氏體。
e）片狀馬氏體的亞結構主要是孿晶，因此片狀馬氏體又稱孿晶馬氏體。孿晶通常分布在馬氏體的中部，不擴展到馬氏體片的邊緣區，在邊緣區有高密度的位錯。在含碳量ωC＞1.4%的鋼中可見到馬氏體片中的中脊線，它是高密度的細的微細孿晶區。
f）顯微裂紋：馬氏體形成速度極快，在其相互碰撞或奧氏體晶界相撞時將產生相當大的應力場，片狀馬氏體本身硬而脆，不能通過滑移或孿生變形使應力得以鬆弛，因此容易形成撞擊裂紋。
通常奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大，淬火後顯微裂紋越多。顯微裂紋的存在增加了高碳鋼零件的脆性，在內應力的作用下顯微裂紋將會逐漸擴展成宏觀裂紋，可以導致工件開裂或使工件的疲勞壽命明顯下降。
g）馬氏體中的形態主要取決於奧氏體的含碳量，從而與鋼的馬氏體轉變開始溫度MS點有關，奧氏體含碳量越高，則MS、Mf點越低。
h）元素對馬氏體形態的影響：Cr、Mo、Mn、Ni（降低MS點）和Co（升高MS點）的元素都增加形成片狀馬氏體的傾向。
4馬氏體的性能
（1）馬氏體力學性能顯著特點：高強度、高硬度。
（2）含碳量對馬氏體性能的影響：硬度主要取決於含碳量。ωC＜0.5%時馬氏體的硬度隨著含碳量增加急劇增高，當ωC＞0.6%左右雖然馬氏體硬度有所增高，但是由於殘余奧氏體量增加，反而使得鋼的硬度有所下降。
（3）合金元素對馬氏體的硬度影響不大，但可以提高強度。
（4）馬氏體高強度、高硬度的硬度是多方面的，主要包含：固溶強化、相變強化以及時效強化，具體介紹如下：
固溶強化：間隙原子處於α相晶格的八面體間隙中，造成晶格的正方畸變，並形成了一個應力場。該應力場與位錯發生強烈的交互作用，從而提高馬氏體的強度。
相變強化：馬氏體轉變時在晶體內造成密度很高的晶格缺陷，無論板條馬氏體中的高密度位錯還是片狀馬氏體中的孿晶都阻礙位錯運動，從而使馬氏體強化。
時效強化：馬氏體形成以後，碳及合金元素的原子向位錯或其他晶格缺陷處擴散偏聚或析出，釘扎位錯，使位錯難以運動，從而造成馬氏體強化。
（5）馬氏體板條群或馬氏體片尺寸越小，則馬氏體強度越高；這是由於馬氏體相界面阻礙位錯運動而造成的，原始奧氏體晶粒越小，則馬氏體強度越高。馬氏體的塑性和韌性主要取決於它的亞結構。
孿晶馬氏體：高強度、但韌性差。
位錯馬氏體：高強度、良好的韌性。
（6）馬氏體的體積：在鋼中的各種組織中，奧氏體的比體積最小，馬氏體的比體積最大；因此，淬火形成馬氏體時由於鋼的體積膨脹是淬火時產生較大的內應力、引起工件變形甚至開裂的主要原因之一。
馬氏體轉變的特點
馬氏體轉變同其他固態相變一樣，相變驅動力也是新相與母相的化學自由能差，即單位體積馬氏體與奧氏體的自由能差。相變阻力也是新相形成時的界面能及應變能。
盡管馬氏體形成時與奧氏體存在共格界面，界面能很小，但是由於共格應變能較大，特別是馬氏體與奧氏體比體積相差較大以及需要克服切面阻力並產生大量的晶格缺陷，增加很大的彈性應變能，導致馬氏體轉變的相變阻力很大，需要足夠大的過冷度才能使相變驅動力大於相變阻力，以發生奧氏體向馬氏體的轉變。
馬氏體轉變開始溫度Ms點則可以定義為馬氏體與奧氏體的自由能差到相變所需要的最小驅動力值時的溫度。
馬氏體轉變是過冷奧氏體在低溫范圍內的轉變，相對於珠光體轉變和貝氏體轉變具有如下一系列特點：
1馬氏體轉變的無擴散性
馬氏體轉變是奧氏體在很大過冷度下進行的，此時無論是鐵原子、碳原子還是合金元素原子，其活動能力很低，因而，馬氏體轉變是在無擴散的情況下進行的。只有點陣規則的重構，新相和母相無成分的變化。
2馬氏體的轉變的切變共格性
切變：兩個距離很近、大小相等、方向相反的平行力作用於同一物體上所引起的形變。
馬氏體轉變時在預先拋光的試樣上表面出現傾斜，產生表面浮凸。這個現象說明馬氏體轉變和母相的宏觀有著直接的聯系，說明馬氏體是以切變方式形成的。
馬氏體和母相奧氏體保持共格，界面上的原子既屬於馬氏體又屬於奧氏體。
相界面是一個切變共格晶界，又叫慣習面；馬氏體轉變是新相在母相特定的晶面慣習面上形成的，並以母相的切變來保持共格關系的相變過程。
3馬氏體轉變是在一個溫度范圍內進行的
馬氏體核胚形成位置
不是在合金中均勻分布的，而是在母相中某些有利的位置（晶格缺陷處、形變區、貧碳區）。
馬氏體轉變過程
與其他固態相變一樣，也是通過形核和長大的方式進行的；馬氏體轉變是原子的短程遷移，晶核形成後長大速度極快（102~106mm/s），甚至在極低溫度下仍能高速長大。
馬氏體轉變速度
取決於馬氏體的形核率，當大於臨界晶核半徑的核胚全部耗盡，相變終止。由於過冷度越大，臨界晶核尺寸越小，只有進一步降溫才能使更小的核胚成為晶核並長大成馬氏體。
一般工業用碳鋼及合金鋼，馬氏體轉變是連續（變溫）冷卻過程中進行的。鋼中奧氏體以大於臨界淬火速度的速度冷卻到MS點以下，立即形成一定數量的馬氏體，相變沒有孕育期；隨著溫度的下降，又形成一定數量的馬氏體，而先形成的馬氏體不再長大。馬氏體轉變數隨著溫度的降低而逐漸增加。
馬氏體的轉變數僅取決於冷卻所到達的溫度，而與保溫時間無關。
殘留奧氏體
高碳鋼和許多合金鋼的MS點在室溫以上，而Mf點在室溫以下，則淬火冷卻到室溫將保留相當數量未轉變的奧氏體，這個部分叫殘留奧氏體；如果為使殘留奧氏體全部轉變「冷處理」，可以放入液氮中處理。
影響殘奧數量的因素：碳含量越高，殘奧越多、含有降低Ms的元素，殘奧越多。
殘留奧氏體的機械穩定化：由於奧氏體在淬火過程中受到較大塑性變形或者受到壓應力而造成的穩定化現象叫做奧氏體的機械穩定化。殘留奧氏體就與機械穩定化有關，被包圍在馬氏體之間的奧氏體處於受壓縮狀態無法進行轉變而殘留下來。
形變誘發馬氏體（形變馬氏體）
在Ms點以上對奧氏體進行塑性變形可引起馬氏體轉變，變形量越大，馬氏體轉變數越多，這種現象稱為形變誘發馬氏體相變。
4馬氏體轉變的可逆性
可逆性：在某些鐵和金、鎳與其他有色金屬中，奧氏體冷卻轉變為馬氏體，重新加熱時已形成的馬氏體又能無擴散的轉變為奧氏體。
一般碳鋼中不發生按馬氏體轉變機構的逆轉變，因為在加熱時馬氏體早已經分解為鐵素體和碳化物；這個過程為「回火」。
② 什麼是魏氏體組織（金相），有何特徵有何危害
樓上對魏氏體的形成過程和如何消除做了詳細說明，我做以下補充，希望版對大家有用權：【網路上講到：工業上將先共析的片(針)狀鐵素體或片(針)狀碳化物加珠光體組織稱魏氏組織，用W表示。前者稱α-Fe魏氏組織，後者稱碳化物魏氏組織: 在亞共析鋼中(1)一次魏氏組織F：從奧氏體中直接析出片狀(截面呈針狀)分布的F稱一次魏氏組織F。(2)二次魏氏組織F：從原奧氏體晶界上首先析出網狀F，再從網狀F上長出的片狀F稱二次魏氏組織F。兩者往往連在一起組成一個整體，人為分為兩種是它們的形成機制不同。鋼中常見的是二次魏氏組織F。亞共析鋼魏氏組織F單個是片(針)狀的，整體分布形態為(1)羽毛狀；(2)三角狀；(1)兩者混合型的。】我要說的是，現在大家對魏氏體仍舊沒有研究明白。最近外國一些學者甚至還認為魏氏體具有優良的性能，要嘗試採取各種措施來獲得大量魏氏體組織。然而這並不是毫無根據的，目前一些研究表明：當鋼中得到魏氏體組織時之所以性能嚴重惡化是因為在產生魏氏體的同時，在晶界上伴隨著網狀碳化物的出現，加劇了鋼材的脆性。當然目前該研究尚不成熟，有待進一步商榷！現在只要了解其成因和出現原因及金相形貌就可以了，謝謝！
③ 火車車輛製造過程中所採用的原材料
這個問題太大了，火車車輛製造過程中所採用的原材料，製造過程和加工工藝太多太多了，影響製造質量的關鍵環節也太多，請查閱一下質量管理手冊。無法一一道來。
④ 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，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。
⑤ 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
鋼材進行熱加工和熱處理，如果加熱溫度控制不當，加熱不均會使材料超溫，導致材料專機械性能屬惡化。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。
⑥ 焊縫有哪些金相組織特徵區
① 鐵素體 用符號F表示，其特點是強度和硬度低，但塑性和韌性很好。含鐵素體多的鋼（如低碳鋼）就具有軟面韌性好的特點。
② 滲碳體 是碳和鐵的化合物（分子式Fe3C2），其性能與鐵素體相反，硬而脆。隨著鋼中含碳量增加，滲碳體含量也增加，硬度、強度增加，塑性、韌性下降。
③ 珠光體 是鐵素體、滲碳體二者組成的機械混合物，用符號P表示，其性能介於鐵素體和滲碳體之間，其硬度和強度比鐵素體高。但是因為珠光體中的滲碳體要比鐵素體少得多，所以珠光體脆性並不高。在高位顯微鏡下可以清楚地看到珠光體中的片狀鐵素體與滲碳體一層層地交替分布，隨著片層密度增大、層間距減小，珠光體硬度和強度增高，但塑性和韌性下降，總的評價是，其力學性能介於鐵素體和滲碳體之間，強度較高、硬度適中，有一定的塑性。
④ 奧氏體 用符號A表示，其強度和硬度比鐵素體高，塑性和韌性良好，無磁性。
⑤ 馬氏體 用符號M表示，有很高的強度和硬度，很脆，塑性很差，延展性很低，幾乎不能承受沖擊載荷。馬氏體加熱後容易分解為其他組織。
⑥ 貝氏體 是鐵素體和滲碳體的機械混合物，介於珠光體和馬氏體之間的一種組織，用符號B表示。根據形成溫度不同分為：粒狀貝氏體、上貝氏體（B上）和下貝氏體（B下）。粒狀貝氏體強度較低，但上仍較好的韌性；B上韌性最差，B下既具有較高的強度，又具有良好的韌性。
⑦ 魏氏組織 是一種過熱組織，由彼此交叉約60°的鐵素體針片嵌入鋼的基體而成的顯微組織。碳鋼過熱，晶粒長大後，高溫下晶粒粗大的奧氏體以一定的速度冷卻時很容易形成魏氏組織，粗大魏氏組織使鋼材（或焊縫）塑性、韌性下降，脆性增加。
⑧ 萊氏體 大於727℃的萊氏體稱為高溫萊氏體；小於727℃的萊氏體稱為低溫萊氏體，萊氏體性能與滲碳體相似，硬度很高，塑性很差。
⑦ 什麼是完全退火
完全退火
完全退火又稱為重結晶退火，是將鐵碳合金完全奧氏體化，隨之緩慢冷卻，獲得接近平衡狀態組織的退火工藝。
完全退火主要用於亞共析鋼，一般是中碳鋼及低、中碳合金結構鋼鍛件、鑄件及熱軋型材，有時也用於它們的焊接構件。完全退火不適用於過共析鋼，因為過共析鋼完全退火需加熱到Acm以上，在緩慢冷卻時，滲碳體會沿奧氏體晶界析出，呈網狀分布，導致材料脆性增大，給最終熱處理留下隱患。
完全退火的加熱溫度碳鋼一般為Ac3+（30～50℃）；合金鋼為Ac3+（500～70℃）；保溫時間則要依據鋼材的種類、工件的尺寸、裝爐量、所選用的設備型號等多種因素確定。為了保證過冷奧氏體完全進行珠光體轉變，完全退火的冷卻必須是緩慢的，隨爐冷卻到500℃左右出爐空冷。
不完全退火
不完全退火是將鐵碳合金加熱到Ac1～Ac3之間溫度，達到不完全奧氏體化，隨之緩慢冷卻的退火工藝。
不完全退火主要適用於中、高碳鋼和低合金鋼鍛軋件等，其目的是細化組織和降低硬度，加熱溫度為Ac1+(40～60)℃，保溫後緩慢冷卻。