上贝氏体与魏氏体的区别
上B：多呈羽毛状特征:光镜下分辨不清楚铁素体与渗碳体两相，渗碳体分布在铁素体条之间，碳含量低时，碳化物沿条间呈不连续的粒状或链珠状分布，碳含量高时，碳化物呈杆状甚至连续状分布。电镜下:条状铁素体大致平行，铁素体条间分布与铁素体轴相平行的细条状渗碳体，铁素体条内有较高的位错密度，为一束大致平行的自奥氏体晶界长入奥氏体晶内的铁素体。
魏氏组织：由于高温形成粗晶奥氏体，在冷却时游离铁素体除沿晶析出外还有一部分铁素体从晶界伸向奥氏体晶内，或在晶粒内部独自析出。

两者的的铁素体形态相似，但分布状况不同：上B铁素体板条是成束分布的，且每束中的铁素体板条大致平行，而魏氏组织铁素体的分布是由彼此分离而且常有较大交角的片状铁素体组成。

魏氏体：是沿奥氏体晶面析出的组织。亚共析钢时是铁素体，称魏氏组织铁素体；过共析钢时是渗碳体，称魏氏组织渗碳体。通常我们接触到的魏氏体都是魏氏组织铁素体。成因为高温+快冷，是过热的特征组织。
两者的组织特征：
    魏氏组织铁素体：过冷奥氏体先析出相，单相组织，铁素体呈针状，针体较粗，针间距离较宽，光镜下可辨间距，针间组织为珠光体；
    上贝氏体：过冷奥氏体中高温转变产物，复相组织，基体为铁素体，第二相为碳化物。铁素体呈相互平行的条状，铁素体条细窄，条间距离非常小，光镜下不可辨间距，条间组织为碳化物，碳化物形态光镜下不可辨。上贝氏体由晶界向两边(或一边)晶内生长，在光镜下呈羽毛状。

魏氏体是一种钢材过热状态下快速冷却得到的组织，为针状结构。同羽毛状贝氏体的贝氏体形成条件是截然不同的，力学性能存在很大差异。一旦判断错了将给产品的质量评价造成误断。要区分并不难：由于过热造成晶粒粗大，魏氏体中铁素体针条在显微镜100倍下观察已清晰显现；然而贝氏体在该放大倍率下是看不到铁素体排列规律的，需要更高的倍数才能观察到羽毛状组织，虽然它们形态似乎有些相近，毕竟存在本质的区别，一个低倍数就能看清，另一个必须再放大数倍其特征才显现

魏氏组织   
其特征是先共析铁素体或渗碳体，冷却时不仅沿奥氏体晶界析出，同时在奥氏体晶粒内部以一定的∥位向关系呈片状（在显微镜下呈针状形貌）析出，片状铁素体与母相奥氏体的位向关系为[110]α∥[111] γ，(111) α∥(110) γ。片状铁素体（或渗碳体）之间互相平行、互相垂直或成一定角度。
产生原因    在铸钢件、停锻温度过高的轧制件、热处理的过热件以及焊接件中往往由于奥氏体晶粒粗大和冷却速度过快常出现魏氏组织。

危害及消除办法：具有这种组织的钢，其冲击韧性很低。这主要是由于粗大的晶粒及魏氏组织本身的方向性针状组织所致。它可用正火或退火方法消除。

魏氏体与贝氏体本质上都是切边形成的。但贝氏体sheaf是由一系列贝氏体plate形成的，而魏氏体是有两个对称的鉄素大片形成。贝氏体的形核有无碳迁移参与，而长大有碳迁移参与。而魏氏体的形核与长大都有碳迁移参与。这在TEM下很容易分辨。金相下一般魏氏体比较粗大，呈楔形，由于内部缺乏微细结构比较亮，而贝氏体由于具有微细结构，容易腐蚀，比较黑。

魏氏组织（W）—原系外来语（Widmanstatten）译名，台湾文献译为费德曼。亚（过）共析钢在锻造、轧制、热处理时，如果加热温度过高，形成了粗晶A，同时冷却速度又较快，这时除了使F（Fe3C）沿晶界呈网状析出外，还有一部分按切变机制从晶界并排向晶粒内部生长，或在晶粒内部独自析出，呈针片状，针片状铁素体（F）或渗碳体（Fe3C）分布在珠光体（P）基体上的组织（形态）称为魏氏组织。魏氏组织是由于过热而造成的一种组织缺陷，它使钢的强度降低而脆性增加。经过铸造、锻造、焊接的中低碳钢，晶粒往往粗大，空冷时最易出现魏氏组织，缓冷则不易出现。钢中一旦出现魏氏组织，一般可通过正火或退火加以消除。
     魏氏组织是沿原奥氏体特定晶面而形成的具有几何学特征的冷却转变组织，经抛光和硝酸酒精溶液腐蚀后，可在显微组织中看到白色的铁素体和黑色的珠光体，铁素体呈针状，具有该组织的钢材性脆而韧性极低。魏氏组织与母相之间保持严格的晶体学关系，并在试样磨面上呈现浮凸。
      贝氏体（B）—原系外来语（Bainite）译名，因这种组织的发现人E．C．Pain而得名，台湾文献译为变韧铁。贝氏体乃是铁素体（F）和渗碳体（Fe3C）或过饱和的α固溶体与碳化物（Cm）的机械混合物，其组织形态，性能和形成过程均不同于珠光体，它的Fe3C分布在呈羽毛状或呈针状的铁素体（F）中。贝氏体由于形成条件不同而具有多种形态：如上贝氏体（B上）为过冷奥氏体（A）在550~400℃温度区间等温所形成，在光学显微镜下观察，呈羽毛状。上贝氏体（B上）常沿奥氏体（A）晶界形核，向晶内发展。从电子显微照片上可以看到：在平行的铁素体（F）条间有短棒状或串珠状渗碳体（Fe3C）断续分布，其硬度为35~45HRC；下贝氏体（B下）是过冷奥氏体（A）于400~200℃温区所形成。在光学显微镜下呈黑暗色片状（针状或竹叶状），互成一定角度。电子显微观察及X射线结构分析得知：这种组织乃是由过饱和的α固溶体与其长轴成50~60°角度分布的碳化物质点形成的，其硬度为45~50HRC。贝氏体还有粒状、蝶状等结构形态

对于魏氏体铁素体有如下规律：
①等温、连续冷却条件下均可形成。
②等温条件下，魏氏体铁素体的形成有一个上限温度Ws，高于该温度则不能形成，碳含量愈高，晶粒度愈小，则Ws点愈低。
③连续冷却条件下，魏氏体铁素体只有在一定冷速范围内才形成。
④魏氏体铁素体易于在粗晶粒的奥氏体中才形成。
⑤钢中碳含量超过0.6%时，魏氏体铁素体难于形成。
⑥钢中含有Cr Si Mo时，有阻止魏氏体铁素体形成的作用，Mo含量大于0.8%的钢不会形成魏氏体铁素体，而Mn会促进其形成。

怎么降低硬度？
  难道你的产品淬火后不回火吗？用多高温度回火的？可以通过提高回火温度来降低回火后的硬度的。

可以尝试控制油温或改变冷却介质，这样在的话可以降低回火温度、时间降低成本，减少污染

提高回火温度  既可以去处应力 又可以降低硬度   何乐不为那      ？
不知道楼主是如何想的

好详细啊.很不错

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专业知道好强呀。

谢谢鼓励  呵呵 我会继续的

研究金属断裂面的学科，是断裂学科的组成部分。金属破断后获得的一对相互匹配的断裂表面及其外观形貌，称断口。断口总是发生在金属组织中最薄弱的地方，记录着有关断裂全过程的许多珍贵资料，所以在研究断裂时，对断口的观察和研究一直受到重视。通过断口的形态分析去研究一些断裂的基本问题：如断裂起因、断裂性质、断裂方式、断裂机制、断裂韧性、断裂过程的应力状态以及裂纹扩展速率等。如果要求深入地研究材料的冶金因素和环境因素对断裂过程的影响，通常还要进行断口表面的微区成分分析、主体分析、结晶学分析和断口的应力与应变分析等。随着断裂学科的发展，断口分析同断裂力学等所研究的问题更加密切相关，互相渗透，互相配合；断口分析的实验技术和分析问题的深度将会取得新的发展。断口分析现已成为对金属构件进行失效分析的重要手段。
        断口的宏观和微观观察  断口分析的实验基础是对断口表面的宏观形貌和微观结构特征进行直接观察和分析。通常把低于40倍的观察称为宏观观察，高于40倍的观察称为微观观察。
        对断口进行宏观观察的仪器主要是放大镜(约10倍)和体视显微镜（从5～50倍）等。在很多情况下,利用宏观观察就可以判定断裂的性质、起始位置和裂纹扩展路径。但如果要对断裂起点附近进行细致研究，分析断裂原因和断裂机制，还必须进行微观观察。
       断口的微观观察经历了光学显微镜（观察断口的实用倍数是在 50～500倍间）、透射电子显微镜（观察断口的实用倍数是在 1000～40000倍间）和扫描电子显微镜（观察断口的实用倍数是在 20～10000倍间）三个阶段。因为断口是一个凹凸不平的粗糙表面，观察断口所用的显微镜要具有最大限度的焦深，尽可能宽的放大倍数范围和高的分辨率。扫描电子显微镜最能满足上述的综合要求，故近年来对断口观察大多用扫描电子显微镜进行。
       脆性断口和延性断口。根据断裂的性质，断口大致分为几乎不伴随塑性变形而断裂的脆性断口和伴随着明显塑性变形的延性断口。脆性断口的断裂面通常与拉伸应力垂直，宏观上断口由具有光泽的结晶亮面组成；延性断口的断裂面可能同拉伸应力垂直或倾斜,分别称为正断口和斜断口；从宏观来看，断口上有细小凹凸，呈纤维状。对于单轴拉伸断口和冲击断口，在理想情况下，断裂面是由三个明显不同的区域（即纤维区、放射区和剪切唇区）所构成.

这三个区域实际上是裂纹形成区、裂纹扩展区和剪切断裂区（对冲击拉伸则有终了断裂区），通常称它们为断口三要素。对于同一种材料，三个区域的面积及其所占整个断口的比例随外界条件的改变而变化。例如：加载速率愈大，温度愈低，则裂纹扩展区（即放射区）所占的比例也愈大。如果定义裂纹扩展区对另外两个区面积的比值为 ,则通常把 =1时的断裂温度称为材料的韧性-脆性转变温度（或延性-脆性转变温度、塑性-脆性转变温度）。如果在同一温度和加载速率下比较两种材料的断裂性质，则 值愈小的材料，其延性（塑性）愈好。
          金属断裂的微观机制  为了阐明断裂的全过程（包括裂纹的生核和扩展，以及环境因素对断裂过程的影响等），提出种种微观断裂模型,以探讨其物理实质,称为断裂机制。在断口的分析中，各种断裂机制的提出主要是以断口的微观形态为基础，并根据断裂性质、断裂方式以及同环境和时间因素的密切相关性而加以分类。根据大量的研究成果，目前已知主要的金属断裂微观机制可以归纳在表1[金属的断裂微观机制]中。

属于不同断裂机制的断裂，其断口微观结构各具有独特的形貌特征。

鋼材球化退火處理及碳化物球化程度評估介紹
  許傳宗
  金屬工業研究發展中心檢測技術發展組

摘要
棒鋼(直徑14mm以上者稱之)及線材(直徑14mm以下者稱之)係以小鋼胚為原料，經加熱軋延後製作成盤元，並依客戶的要求，再經不同線徑抽線加工、退火處理後供應下游業者作為生產原料，而主要的下游市場則為鋼線鋼纜、螺絲及螺帽等。其中當盤元加工製作螺絲時，由於易造成破裂現象，因此須經球化退火處理將盤元中之碳化物予以球化，藉以提升延展性，降低硬度以利後續加工處理。由此可知，球化退火處理乃是螺絲業常用的熱處理方法之一，因此本文特針對鋼材球化退火處理及碳化物球化程度評估作一簡單介紹，以期能對工業界有所裨益。

一、球化退火之簡介
球化退火(Spheroidizing Annealing)係指將鋼材中之層狀或網狀碳化物，經加熱至適當溫度後，使其成為球狀化的一種熱處理方法，特別是高碳的工具鋼更是需要進行此退火熱處理，而其經球化退火處理後的顯微組織如圖1所示。一般而言，球化退火處理的主要目的有二：其一為提高高碳鋼的延展性，並降低加工抵抗性使其後續之切削加工或塑性加工易於進行；其二作為工具鋼的淬火前處理，使淬火後的碳化物組織分佈均勻，進而防止淬裂或變形的發生，同時提高淬火後的韌性與硬度。值得一提的是，所謂的「碳化物」係指高碳鋼中之Fe3C組織；工具鋼中之M23C6、M7C3及M3C等組織；高速鋼中之M23C6、M6C及MC等組織；軸承鋼中之M23C6、M6C及M3C等組織。

二、球化退火之方法
如2圖所示為各種球化退火的操作方法，至於要採用何種操作方法，主要係根據鋼材種類、冷加工程度及球狀化程度等來加以判定。


圖2. 球化退火之操作方法示意圖

1.長時間加熱法(A1下方的加熱)：
此法乃是將鋼材加熱至A1下方的溫度範圍(約650~700℃)，然後長時間保溫後徐冷，如圖2(a)所示。此法較適用於淬火鋼材及冷加工鋼材，但粗大的網狀碳化物不易採用此法予以球化。
2.反覆加熱冷卻法(A1上下方的反覆加熱冷卻)：
此法乃是以A1為界，在其上下方±20~30℃的溫度反覆加熱冷卻2~3次後徐冷，如圖2(b)所示。此法係利用在A1上方的加熱使網狀碳化物分解為球狀碳化物，而在A1下方的溫度保持。此法較適用於工具鋼。
碳化物為減少界面能而時常保有想變為球狀的傾向。然而當表面有凹凸時，由於曲率半徑不同其固溶效果亦有所差異，亦即曲率半徑愈小者其愈容易固溶。若將鋼材加熱到A1上方溫度時，由於某些的碳化物較易固溶，因此層狀或網狀碳化物將會被切斷。當冷卻時，被固溶的部份將會再析出於殘留碳化物的表面，進而可促進球化效果。惟須注意的是，當加熱冷卻的反覆次數只進行一次時，雖然也會生成微細的碳化物組織，但碳化物大小組成卻不均勻。因此亞共析鋼(肥粒鐵+層狀波來鐵)、共析鋼(層狀波來鐵)須反覆進行加熱冷卻三次才可得均勻的碳化物球化效果；至於過共析鋼(雪明碳鐵+層狀波來鐵)僅須反覆進行加熱冷卻二次即可得均勻的碳化物球化效果。
3.網狀碳化物固溶法(A3或Acm上方的加熱)：
此法乃是將鋼材加熱到A3或Acm上方30~50℃的溫度，使網狀碳化物完全固溶後急冷，然後再實施長時間加熱法或反覆加熱冷卻法將碳化物予以球化，如圖2(c)所示。值得一提的是，在前段處理中一旦網狀碳化物固溶於沃斯田鐵中，若採徐冷方式時將會回復到原來的狀態，所以採用某種程度的急冷方式是必要的。此法易發生淬裂現象，必須注意。
4.徐冷法(A1上方的加熱)：
此法乃是將鋼材加熱到A1上方、Acm下方的760~780℃溫度，接著徐冷到600℃左右再爐冷，如圖2(d)所示。此法適用於軸承鋼。