正火是将亚共析钢、共析钢及部分低合金结构钢加热至 Ac₃（亚共析钢）或 Ac₁（共析钢）以上 30～50℃，保温使其完全奥氏体化后，在静止空气中冷却的热处理工艺。所得组织主要为细片状珠光体（索氏体），晶粒细小、分布均匀，硬度通常为 180～250 HB，强度和硬度略高于退火态，同时保持良好塑性与切削加工性。正火可有效消除铸锻件中的魏氏组织、带状偏析和晶粒粗大等缺陷，广泛用于热轧型材、锻件、焊接接头的预备或最终热处理；对过共析钢需谨慎使用，以防网状渗碳体析出，必要时应配合球化退火。
实例：某厂生产 20CrMnTi 齿轮锻坯，热锻后组织粗大且硬度不均（230 HB）。采用正火（920℃ × 1.5 h，空冷）后，获得均匀细索氏体组织，硬度稳定在 190 HB，切削性能显著改善，且为后续渗碳淬火提供了细晶基体，减少变形风险。退火是一种将金属或合金加热到适当温度、保温一定时间后缓慢冷却（通常随炉冷却）的热处理工艺，其主要目的是降低硬度、改善切削加工性、消除内应力、细化晶粒、均匀成分以及为后续热处理做组织准备。根据目的和工艺特点的不同，退火可分为以下几类：
完全退火适用于碳含量 0.3%～0.6% 的亚共析钢，工艺为加热至 Ac₃ 以上 30～50℃，充分奥氏体化后随炉缓慢冷却，获得接近平衡态的细等轴铁素体与片状珠光体混合组织。该工艺可显著细化晶粒、均匀成分、消除内应力，将硬度降至 150～200 HB，大幅改善塑性和切削性能。它常用于铸钢件、锻件及中碳结构钢零件（如齿轮、轴类毛坯）的预备热处理，为后续淬火提供均匀组织基础。但不可用于共析钢或过共析钢，否则缓冷过程中会在晶界析出连续网状渗碳体，严重损害韧性。
实例：ZG270-500 铸钢阀体铸态组织粗大、硬度达 210 HB，机加工困难。经完全退火（880℃ × 4 h，炉冷至 550℃出炉）后，硬度降至 165 HB，组织为均匀铁素体+珠光体，切削顺利，且消除了铸造应力，防止后续焊接开裂。
不完全退火是一种针对亚共析钢或过共析钢的热处理工艺，其过程是将钢加热至Ac₁以上、Ac₃（对亚共析钢）或Accm（对过共析钢）以下的温度区间（通常为Ac₁ + 20～50℃），保温后缓慢冷却。在此条件下，仅珠光体发生重结晶，而铁素体（亚共析钢）或过剩渗碳体（过共析钢）基本不变，故称“不完全奥氏体化”。该工艺主要用于过共析钢，在避免溶解网状渗碳体的前提下实现轻微软化与切削性改善，并为后续球化退火或淬火做准备；用于亚共析钢时效果有限，多用于去应力而非深度软化。
实例：T12 钢（C≈1.2%）冲压模具毛坯存在网状渗碳体，若直接球化退火周期长。先进行不完全退火（750℃ × 2 h，炉冷），使珠光体重结晶而保留渗碳体骨架，硬度由 260 HB 降至 220 HB，便于初步加工，再转入球化退火完成最终软化。球化退火专用于共析钢和过共析钢（如 T8、T10、GCr15 等工具钢、轴承钢），旨在将片状或网状渗碳体转变为弥散分布的球状碳化物，形成粒状珠光体。典型工艺为加热至 730～760℃（略高于或低于 Ac₁），长时间保温（数小时）后极缓慢冷却（如随炉冷至 500℃以下），或采用周期性加热冷却促进球化。处理后硬度常降至 180 HB 以下，显著提升塑性与切削性，并为后续淬火提供均匀组织，防止应力集中与开裂。因低碳钢碳化物含量极少，一般无需球化退火。实例：GCr15 轴承套圈毛坯原始组织为片状珠光体，硬度 255 HB，车削时刀具剧烈磨损。经球化退火（750℃ × 4 h → 以 10℃/h 冷至 680℃ → 炉冷）后，碳化物完全球化，硬度降至 170 HB，切削表面光洁，且后续淬火（840℃油冷 + 160℃回火）未出现开裂，成品硬度达 62 HRC。等温退火通过控制相变过程实现高效均匀软化，适用于亚共析钢、共析钢及部分合金钢。典型工艺为加热至 Ac₃ 或 Ac₁ 以上 30～50℃完成奥氏体化后，快速冷却至珠光体转变区（通常 650～680℃），在该温度等温保持足够时间，使奥氏体完全转变为细珠光体或索氏体，随后空冷。相比传统退火，该法组织更均匀、片层间距更小、硬度一致性高，且大幅缩短处理周期，常用于对生产效率和组织稳定性要求较高的中碳结构钢、合金工具钢等预备热处理。实例：40CrNiMoA 合金结构钢锻件需高精度机加工。采用等温退火（860℃ → 快冷至 670℃ × 3 h → 空冷），硬度均匀为 210±5 HB，无传统退火常见的“软硬带”，提升切削效率并延长刀具寿命。去应力退火（又称低温退火）用于消除铸件、焊接件、冷冲压件及机加工零件中的残余应力，而不改变其显微组织。工艺为加热至 Ac₁ 以下（通常 500～650℃），保温 1～4 小时（依工件厚度而定），随后随炉缓冷或空冷。由于未发生相变，材料硬度与强度基本不变，但内应力可显著释放，有效防止后续加工或使用中的变形、开裂或尺寸失稳。该工艺广泛应用于机床床身、压力容器、大型钢结构等关键部件制造流程中。实例：大型焊接龙门架（Q355B 钢）焊后直线度超差 3 mm/m。经去应力退火（600℃ × 6 h，炉冷至 300℃出炉）后，残余应力降低 75%，自然放置 48 小时后直线度恢复至 0.5 mm/m 以内，满足装配精度要求。再结晶退火用于恢复冷塑性变形金属的塑性与成形能力。将冷加工钢材（如冷轧板、冷拉丝）加热至再结晶温度（通常 650～700℃，低于 Ac₁），保温后空冷或缓冷，促使变形晶粒被无畸变的等轴新晶取代。组织类型不变（仍为铁素体+珠光体），但晶粒形态由纤维状转为等轴状，硬度和强度下降，塑性显著回升。该工艺适用于变形量 >10% 的材料，常作为冷加工中间“软化”工序，或用于最终产品性能调整，需严格控制温度以防晶粒异常长大。实例：65Mn 弹簧钢丝经 80% 冷拔后强度达 1600 MPa，延伸率仅 2%，无法卷簧。进行再结晶退火（680℃ × 30 min，空冷）后，硬度由 480 HB 降至 220 HB，延伸率回升至 28%，顺利绕制成形，后续淬火+中温回火获得高弹性极限。
扩散退火（均匀化退火）用于消除铸锭或大型铸件中的枝晶偏析与成分不均，主要应用于高合金钢、不锈钢及大型铸钢件。工艺为加热至接近固相线的高温（1050～1200℃），长时间保温（10～15 小时以上），促进原子扩散以实现成分均匀化，随后随炉缓冷或转入完全退火。由于高温导致奥氏体晶粒严重粗化，力学性能较差，必须后续进行正火或完全退火以细化晶粒。该工艺能耗高、周期长，存在氧化脱碳风险，需在保护气氛下进行。实例：H13 热作模具钢铸锭存在严重 Cr、Mo 偏析，热轧时开裂。经扩散退火（1180℃ × 12 h，氩气保护）后，成分均匀性提升，再经正火（1020℃空冷）细化晶粒，提升铸件合格率。淬火是通过快速冷却获得高硬度马氏体的关键强化工艺。将钢加热至 Ac₃（亚共析钢）或 Ac₁（共析/过共析钢）以上 30～50℃，充分奥氏体化后，以大于临界冷却速度的方式（水冷、油冷、聚合物或气冷）急冷，抑制扩散型相变，促使奥氏体在 Ms～Mf 温度区间转变为马氏体（高碳钢含少量残余奥氏体）。所得马氏体为碳过饱和固溶体，硬度可达 55–65 HRC，但脆性大、内应力高，不可直接使用。共析钢通常加热至 Ac₁～Accm 之间，保留未溶碳化物以提高耐磨性并抑制晶粒长大。淬火必须配合回火使用，广泛应用于刀具、模具、齿轮、轴承等高强耐磨零件。实例：9SiCr 冷作模具钢冲头需高耐磨性。采用淬火工艺：860℃ × 30 min → 油冷，获得隐针马氏体+未溶碳化物，硬度达 64 HRC。若未及时回火，存放 24 小时后出现微裂纹；经 180℃ × 2 h 回火后，硬度保持 62 HRC，无开裂，寿命提升 3 倍。回火是淬火后必不可少的后续工序，通过将淬火钢重新加热至 Ac₁ 以下（150～650℃），保温后冷却，以消除内应力、降低脆性、稳定组织与尺寸，并调控强韧性匹配。按温度分为三类：低温回火（150–250℃）得高硬度回火马氏体（58–64 HRC），用于刀具、量具、轴承；中温回火（350–500℃）形成高弹性极限的回火托氏体，适用于弹簧、热锻模；高温回火（500–650℃）获得强韧性优良的回火索氏体，常与淬火组合为调质处理。回火过程中马氏体分解、残余奥氏体转变及碳化物析出逐步发生，实现从“硬而脆”到“强而韧”的可控转变。实例：60Si2Mn 板簧淬火后（870℃油冷）硬度 60 HRC，但冲击功仅 5 J，易断裂。经中温回火（450℃ × 2 h）后，组织转为回火托氏体，硬度降至 48 HRC，弹性极限达 1800 MPa，冲击功升至 45 J，满足汽车悬架动态载荷要求。调质处理是淬火与高温回火的复合工艺，专用于中碳结构钢（C≈0.3%–0.5%）及低合金结构钢，旨在获得强度、塑性与韧性良好匹配的综合力学性能。典型流程为：加热至 Ac₃ 以上 30～50℃后油淬（得马氏体），随即 500–650℃高温回火，形成回火索氏体（再结晶铁素体基体上弥散分布细小粒状碳化物）。该组织抗拉强度达 800–1200 MPa，冲击韧性高，内应力基本消除，尺寸稳定。广泛应用于承受复杂载荷的重要结构件，如主轴、连杆、螺栓、齿轮等，是机械制造中实现“强韧化”设计的核心工艺。
实例：42CrMo 曲轴经调质处理（850℃油淬 + 600℃回火）后，心部组织为均匀回火索氏体，抗拉强度 1050 MPa，延伸率 12%，冲击功 70 J。相比仅正火处理（强度 650 MPa），疲劳寿命提高 2.5 倍，成功用于重型柴油发动机。
