① 马氏体和魏氏体的关系
1魏氏组织的形成
在实际生产中，ωc＜0.6%的亚共析钢和ωc＞1.2%的过共析钢在铸造、热轧、锻造后的空冷，焊缝或热影响区空冷，或者当温度过高并以较快速度冷却时，先共析铁素体或先共析渗碳体从奥氏体晶界沿奥氏体一定晶面往晶内生长，呈针片状析出。
2魏氏组织的微观形态
在金相显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长出来的近平行的或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体组织，这种组织称为魏氏组织，下图为铁素体魏氏组织与渗碳体魏氏组织。
3魏氏组织的形成机制
魏氏组织中铁素体是按切变机制形成的，与贝氏体中铁素体形成机制相似，试样也会出现浮凸现象。由于铁素体是在较快冷却速度下形成的，因此铁素体只能沿奥氏体某一特定晶面析出，并与母相奥氏体存在晶体学位向关系。
这种针状铁素体可以从奥氏体中直接析出，也可以沿着奥氏体晶界首先析出网状铁素体，然后再从网状铁素体平行地向晶内长大。当魏氏组织中的铁素体形成时，铁素体中的碳扩散到两侧母相奥氏体中，从而使铁素体针之间的奥氏体碳含量不断增加，最终转变为珠光体。按贝氏体转变机制形成的魏氏组织，其铁素体实际上就是无碳贝氏体。
4影响因素
魏氏组织的形成与钢中含碳量、奥氏体晶粒大小及冷却速度（转变温度）有关，下图表示各类铁素体及渗碳体的形成温度和含碳量的范围。
由图可见，只有在较快冷却速度和一定碳含量范围内才能形成魏氏组织（W区）。当亚共析钢中碳的质量分数超过0.6%时，由于含碳量高，形成贫碳区的几率很小，故魏氏组织难以形成。研究表明，对于亚共析钢，当奥氏体晶粒较细小时，只有含碳量在ωc=0.15%~0.35%的狭窄范围内，冷却速度较快时才能形成魏氏组织。
奥氏体晶粒越细小，越容易形成网状铁素体，而不容易形成魏氏组织。奥氏体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织，形成魏氏组织的含碳量的范围变宽。因此魏氏组织通常伴随奥氏体粗晶组织出现。
5魏氏组织的性能
（1）魏氏组织是一种钢的过热组织。它使钢的力学性能，特别是冲击韧度和塑性有显著降低，并提高钢的脆性转折温度，因而使钢容易发生脆性断裂。
（2）一般研究指出，只有当奥氏体晶粒粗化，出现粗大的铁素体或渗碳体魏氏组织并严重切割基体时，才使钢的强度和冲击韧度显著降低，而当奥氏体晶粒比较细小时，即使存在少量针状的铁素体魏氏组织，并不显著影响钢的力学性能。这是由于魏氏组织中的铁素体有较细的亚结构、较高的位错密度所致。因此所说的魏氏组织降低钢的力学性能总是和奥氏体晶粒粗化联系在一起。
（3）当钢或铸钢中出现魏氏组织降低其力学性能时，首先应当考虑是否由于加热温度过高，使奥氏体晶粒粗化造成的。
（4）对于易出现魏氏组织的钢材可以通过控制轧制、降低终锻温度、控制锻（扎）后的冷却速度或者改变热处理工艺，例如通过细化晶粒的调质、正火、退火、等温淬火等工艺来防止或消除魏氏组织。
6魏氏组织鉴赏
钢在冷却时的转变之马氏体
氏体晶体结构、组织、性能
1定义
（1）马氏体转变：钢从奥氏体状态快速冷却，抑制其扩散性分解（低于MS点发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。值得注意的是基本特征属于马氏体转变的相变，其相变产物都称为马氏体。
2）马氏体：钢中的马氏体就其本质来说，是碳在α-Fe中过饱和的间隙固溶体。
2马氏体的晶体结构
3马氏体的组织形态
钢中马氏体有两种基本形态：板条马氏体（位错马氏体）、片状马氏体（又称针状马氏体）。
（1）板条马氏体 板条马氏体是在低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成一种典型的马氏体组织。
a）结构形态：马氏体板条（D）→马氏体束（B-2条；C-1条）→板条群（3~5个）→板条马氏体。
b）密集的板条之间通常由含碳量较高的残余奥氏体分割开，这一薄层残留奥氏体存在显著地改善钢的力学性能。
c）板条马氏体内有大量位错，这些位错分布不均匀。形成胞状亚结构，称为位错胞，所以又称位错马氏体。
（2）片状马氏体 高碳钢（ωC＞0.6%）、ωNi=30%的不锈钢及一些有色金属和合金，淬火时形成的片状马氏体组织。
a）结构形态：片状马氏体的空间形态呈凸透镜状，由于试样抛磨与其截面相截，因此在光学显微镜下呈针状或竹叶状，故片状马氏体又称针状马氏体或竹叶状马氏体。
b）显微组织特征：马氏体片互相不平行，在一个奥氏体晶粒内，第一片形成的马氏体往往贯穿整个奥氏体晶粒，并将其分割成两半，使以后形成的马氏体片尺寸越来越小。
c）尺寸：最大尺寸取决于原始奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越大，则马氏体片越粗大。
d）隐晶马氏体：当最大的马氏体片细小到光学显微镜不能分辨时，便成为“隐晶马氏体”在生产中正常淬火得到的马氏体，一般都是隐晶马氏体。
e）片状马氏体的亚结构主要是孪晶，因此片状马氏体又称孪晶马氏体。孪晶通常分布在马氏体的中部，不扩展到马氏体片的边缘区，在边缘区有高密度的位错。在含碳量ωC＞1.4%的钢中可见到马氏体片中的中脊线，它是高密度的细的微细孪晶区。
f）显微裂纹：马氏体形成速度极快，在其相互碰撞或奥氏体晶界相撞时将产生相当大的应力场，片状马氏体本身硬而脆，不能通过滑移或孪生变形使应力得以松弛，因此容易形成撞击裂纹。
通常奥氏体晶粒越大，马氏体片越大，淬火后显微裂纹越多。显微裂纹的存在增加了高碳钢零件的脆性，在内应力的作用下显微裂纹将会逐渐扩展成宏观裂纹，可以导致工件开裂或使工件的疲劳寿命明显下降。
g）马氏体中的形态主要取决于奥氏体的含碳量，从而与钢的马氏体转变开始温度MS点有关，奥氏体含碳量越高，则MS、Mf点越低。
h）元素对马氏体形态的影响：Cr、Mo、Mn、Ni（降低MS点）和Co（升高MS点）的元素都增加形成片状马氏体的倾向。
4马氏体的性能
（1）马氏体力学性能显著特点：高强度、高硬度。
（2）含碳量对马氏体性能的影响：硬度主要取决于含碳量。ωC＜0.5%时马氏体的硬度随着含碳量增加急剧增高，当ωC＞0.6%左右虽然马氏体硬度有所增高，但是由于残余奥氏体量增加，反而使得钢的硬度有所下降。
（3）合金元素对马氏体的硬度影响不大，但可以提高强度。
（4）马氏体高强度、高硬度的硬度是多方面的，主要包含：固溶强化、相变强化以及时效强化，具体介绍如下：
固溶强化：间隙原子处于α相晶格的八面体间隙中，造成晶格的正方畸变，并形成了一个应力场。该应力场与位错发生强烈的交互作用，从而提高马氏体的强度。
相变强化：马氏体转变时在晶体内造成密度很高的晶格缺陷，无论板条马氏体中的高密度位错还是片状马氏体中的孪晶都阻碍位错运动，从而使马氏体强化。
时效强化：马氏体形成以后，碳及合金元素的原子向位错或其他晶格缺陷处扩散偏聚或析出，钉扎位错，使位错难以运动，从而造成马氏体强化。
（5）马氏体板条群或马氏体片尺寸越小，则马氏体强度越高；这是由于马氏体相界面阻碍位错运动而造成的，原始奥氏体晶粒越小，则马氏体强度越高。马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构。
孪晶马氏体：高强度、但韧性差。
位错马氏体：高强度、良好的韧性。
（6）马氏体的体积：在钢中的各种组织中，奥氏体的比体积最小，马氏体的比体积最大；因此，淬火形成马氏体时由于钢的体积膨胀是淬火时产生较大的内应力、引起工件变形甚至开裂的主要原因之一。
马氏体转变的特点
马氏体转变同其他固态相变一样，相变驱动力也是新相与母相的化学自由能差，即单位体积马氏体与奥氏体的自由能差。相变阻力也是新相形成时的界面能及应变能。
尽管马氏体形成时与奥氏体存在共格界面，界面能很小，但是由于共格应变能较大，特别是马氏体与奥氏体比体积相差较大以及需要克服切面阻力并产生大量的晶格缺陷，增加很大的弹性应变能，导致马氏体转变的相变阻力很大，需要足够大的过冷度才能使相变驱动力大于相变阻力，以发生奥氏体向马氏体的转变。
马氏体转变开始温度Ms点则可以定义为马氏体与奥氏体的自由能差到相变所需要的最小驱动力值时的温度。
马氏体转变是过冷奥氏体在低温范围内的转变，相对于珠光体转变和贝氏体转变具有如下一系列特点：
1马氏体转变的无扩散性
马氏体转变是奥氏体在很大过冷度下进行的，此时无论是铁原子、碳原子还是合金元素原子，其活动能力很低，因而，马氏体转变是在无扩散的情况下进行的。只有点阵规则的重构，新相和母相无成分的变化。
2马氏体的转变的切变共格性
切变：两个距离很近、大小相等、方向相反的平行力作用于同一物体上所引起的形变。
马氏体转变时在预先抛光的试样上表面出现倾斜，产生表面浮凸。这个现象说明马氏体转变和母相的宏观有着直接的联系，说明马氏体是以切变方式形成的。
马氏体和母相奥氏体保持共格，界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体。
相界面是一个切变共格晶界，又叫惯习面；马氏体转变是新相在母相特定的晶面惯习面上形成的，并以母相的切变来保持共格关系的相变过程。
3马氏体转变是在一个温度范围内进行的
马氏体核胚形成位置
不是在合金中均匀分布的，而是在母相中某些有利的位置（晶格缺陷处、形变区、贫碳区）。
马氏体转变过程
与其他固态相变一样，也是通过形核和长大的方式进行的；马氏体转变是原子的短程迁移，晶核形成后长大速度极快（102~106mm/s），甚至在极低温度下仍能高速长大。
马氏体转变速度
取决于马氏体的形核率，当大于临界晶核半径的核胚全部耗尽，相变终止。由于过冷度越大，临界晶核尺寸越小，只有进一步降温才能使更小的核胚成为晶核并长大成马氏体。
一般工业用碳钢及合金钢，马氏体转变是连续（变温）冷却过程中进行的。钢中奥氏体以大于临界淬火速度的速度冷却到MS点以下，立即形成一定数量的马氏体，相变没有孕育期；随着温度的下降，又形成一定数量的马氏体，而先形成的马氏体不再长大。马氏体转变量随着温度的降低而逐渐增加。
马氏体的转变量仅取决于冷却所到达的温度，而与保温时间无关。
残留奥氏体
高碳钢和许多合金钢的MS点在室温以上，而Mf点在室温以下，则淬火冷却到室温将保留相当数量未转变的奥氏体，这个部分叫残留奥氏体；如果为使残留奥氏体全部转变“冷处理”，可以放入液氮中处理。
影响残奥数量的因素：碳含量越高，残奥越多、含有降低Ms的元素，残奥越多。
残留奥氏体的机械稳定化：由于奥氏体在淬火过程中受到较大塑性变形或者受到压应力而造成的稳定化现象叫做奥氏体的机械稳定化。残留奥氏体就与机械稳定化有关，被包围在马氏体之间的奥氏体处于受压缩状态无法进行转变而残留下来。
形变诱发马氏体（形变马氏体）
在Ms点以上对奥氏体进行塑性变形可引起马氏体转变，变形量越大，马氏体转变量越多，这种现象称为形变诱发马氏体相变。
4马氏体转变的可逆性
可逆性：在某些铁和金、镍与其他有色金属中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热时已形成的马氏体又能无扩散的转变为奥氏体。
一般碳钢中不发生按马氏体转变机构的逆转变，因为在加热时马氏体早已经分解为铁素体和碳化物；这个过程为“回火”。
② 什么是魏氏体组织（金相），有何特征有何危害
楼上对魏氏体的形成过程和如何消除做了详细说明，我做以下补充，希望版对大家有用权：【网络上讲到：工业上将先共析的片(针)状铁素体或片(针)状碳化物加珠光体组织称魏氏组织，用W表示。前者称α-Fe魏氏组织，后者称碳化物魏氏组织: 在亚共析钢中(1)一次魏氏组织F：从奥氏体中直接析出片状(截面呈针状)分布的F称一次魏氏组织F。(2)二次魏氏组织F：从原奥氏体晶界上首先析出网状F，再从网状F上长出的片状F称二次魏氏组织F。两者往往连在一起组成一个整体，人为分为两种是它们的形成机制不同。钢中常见的是二次魏氏组织F。亚共析钢魏氏组织F单个是片(针)状的，整体分布形态为(1)羽毛状；(2)三角状；(1)两者混合型的。】我要说的是，现在大家对魏氏体仍旧没有研究明白。最近外国一些学者甚至还认为魏氏体具有优良的性能，要尝试采取各种措施来获得大量魏氏体组织。然而这并不是毫无根据的，目前一些研究表明：当钢中得到魏氏体组织时之所以性能严重恶化是因为在产生魏氏体的同时，在晶界上伴随着网状碳化物的出现，加剧了钢材的脆性。当然目前该研究尚不成熟，有待进一步商榷！现在只要了解其成因和出现原因及金相形貌就可以了，谢谢！
③ 火车车辆制造过程中所采用的原材料
这个问题太大了，火车车辆制造过程中所采用的原材料，制造过程和加工工艺太多太多了，影响制造质量的关键环节也太多，请查阅一下质量管理手册。无法一一道来。
④ 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，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。
⑤ 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
钢材进行热加工和热处理，如果加热温度控制不当，加热不均会使材料超温，导致材料专机械性能属恶化。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。
⑥ 焊缝有哪些金相组织特征区
① 铁素体 用符号F表示，其特点是强度和硬度低，但塑性和韧性很好。含铁素体多的钢（如低碳钢）就具有软面韧性好的特点。
② 渗碳体 是碳和铁的化合物（分子式Fe3C2），其性能与铁素体相反，硬而脆。随着钢中含碳量增加，渗碳体含量也增加，硬度、强度增加，塑性、韧性下降。
③ 珠光体 是铁素体、渗碳体二者组成的机械混合物，用符号P表示，其性能介于铁素体和渗碳体之间，其硬度和强度比铁素体高。但是因为珠光体中的渗碳体要比铁素体少得多，所以珠光体脆性并不高。在高位显微镜下可以清楚地看到珠光体中的片状铁素体与渗碳体一层层地交替分布，随着片层密度增大、层间距减小，珠光体硬度和强度增高，但塑性和韧性下降，总的评价是，其力学性能介于铁素体和渗碳体之间，强度较高、硬度适中，有一定的塑性。
④ 奥氏体 用符号A表示，其强度和硬度比铁素体高，塑性和韧性良好，无磁性。
⑤ 马氏体 用符号M表示，有很高的强度和硬度，很脆，塑性很差，延展性很低，几乎不能承受冲击载荷。马氏体加热后容易分解为其他组织。
⑥ 贝氏体 是铁素体和渗碳体的机械混合物，介于珠光体和马氏体之间的一种组织，用符号B表示。根据形成温度不同分为：粒状贝氏体、上贝氏体（B上）和下贝氏体（B下）。粒状贝氏体强度较低，但上仍较好的韧性；B上韧性最差，B下既具有较高的强度，又具有良好的韧性。
⑦ 魏氏组织 是一种过热组织，由彼此交叉约60°的铁素体针片嵌入钢的基体而成的显微组织。碳钢过热，晶粒长大后，高温下晶粒粗大的奥氏体以一定的速度冷却时很容易形成魏氏组织，粗大魏氏组织使钢材（或焊缝）塑性、韧性下降，脆性增加。
⑧ 莱氏体 大于727℃的莱氏体称为高温莱氏体；小于727℃的莱氏体称为低温莱氏体，莱氏体性能与渗碳体相似，硬度很高，塑性很差。
⑦ 什么是完全退火
完全退火
完全退火又称为重结晶退火，是将铁碳合金完全奥氏体化，随之缓慢冷却，获得接近平衡状态组织的退火工艺。
完全退火主要用于亚共析钢，一般是中碳钢及低、中碳合金结构钢锻件、铸件及热轧型材，有时也用于它们的焊接构件。完全退火不适用于过共析钢，因为过共析钢完全退火需加热到Acm以上，在缓慢冷却时，渗碳体会沿奥氏体晶界析出，呈网状分布，导致材料脆性增大，给最终热处理留下隐患。
完全退火的加热温度碳钢一般为Ac3+（30～50℃）；合金钢为Ac3+（500～70℃）；保温时间则要依据钢材的种类、工件的尺寸、装炉量、所选用的设备型号等多种因素确定。为了保证过冷奥氏体完全进行珠光体转变，完全退火的冷却必须是缓慢的，随炉冷却到500℃左右出炉空冷。
不完全退火
不完全退火是将铁碳合金加热到Ac1～Ac3之间温度，达到不完全奥氏体化，随之缓慢冷却的退火工艺。
不完全退火主要适用于中、高碳钢和低合金钢锻轧件等，其目的是细化组织和降低硬度，加热温度为Ac1+(40～60)℃，保温后缓慢冷却。