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合金调质钢的终热处理是淬火加高温回火（调质处理）。合金调质钢淬透性较高，一般都用油，淬透性特别大时甚至可以空冷，这能减少热处理缺陷。
合金调质钢的终性能决定于回火温度。一般采用500℃-650℃回火。通过选择回火温度，可以获得所要求的性能。为防止第二类回火脆性，回火后快冷（水冷或油冷），有利于韧性的提高。
合金调质钢常规热处理后的组织是回火索氏体。对于表面要求耐磨的零件（如齿轮、主轴），再进行感应加热表面淬火及低温回火，表面组织为回火马氏体。表面硬度可达55HRC～58HRC。
合金调质钢淬透调质后的屈服强度约为800MPa, 冲击韧性在800kJ/m2心部硬度可达22HRC～25HRC。若截面尺寸大而未淬透时，性能**降低。

合金元素与铁、碳的相互作用
合金元素加入钢中后，主要以三种形式存在钢中。即：与铁形成固溶体；与碳形成碳化物；在高合金钢中还可能形成金属间化合物。
1. 溶于铁中
几乎所有的合金元素（除Pb外）都可溶入铁中, 形成合金铁素体或合金奥氏体, 按其对α-Fe或γ-Fe的作用, 可将合金元素分为扩大奥氏体相区和缩小奥氏体相区两大类。
扩大γ相区的元素—亦称奥氏体稳定化元素, 主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等, 它们使A3点(γ-Fe α-Fe的转变点)下降, A4点( γ-Fe的转变点)上升, 从而扩大γ-相的存在范围。其中Ni、Mn等加入到一定量后, 可使γ相区扩大到室温以下, 使α相区消失, 称为完全扩大γ相区元素。另外一些元素(如C、N、Cu等), 虽然扩大γ相区, 但不能扩大到室温, 故称之为部分扩大γ相区的元素。
缩小γ相区元素——亦称铁素体稳定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它们使A3点上升, A4点下降(铬除外, 铬含量小于7%时, A3点下降; 大于7%后,A3点迅速上升), 从而缩小γ相区存在的范围, 使铁素体稳定区域扩大。按其作用不同可分为完全封闭γ相区的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分缩小γ相区的元素(如B、Nb、Zr等)。

合金元素影响加热时奥氏体形成的速度和奥氏体晶粒的大小。
(1)对奥氏体形成速度的影响： Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素与碳的亲合力大, 形成难溶于奥氏体的合金碳化物, **减慢奥氏体形成速度；Co、Ni等部分非碳化物形成元素, 因碳的扩散速度, 使奥氏体的形成速度加快；Al、Si、Mn等合金元素对奥氏体形成速度影响不大。
(2)对奥氏体晶粒大小的影响：大多数合金元素都有阻止奥氏体晶粒长大的作用, 但影响程度不同。强烈阻碍晶粒长大的元素有：V、Ti、Nb、Zr等；中等阻碍晶粒长大的元素有：W、Mn、Cr等；对晶粒长大影响不大的元素有：Si、Ni、Cu等；促进晶粒长大的元素：Mn、P等。

为减少Q345B钢板边部气泡缺陷，改善现状，经分析研究后，制定了以下措施：
5.1 加强转炉终点出钢控制。严加关注转炉出钢碳的含量，杜绝出钢终期出现下渣现象，并根据出钢C含量的不同加入不等量的脱氧剂。具体脱氧方案如表4所示。
5.2 加强合金管理。严加管控合金的运输过程，提高合金现场存放期间的管理水平，启用合金烘烤装置，**入炉合金干燥无潮湿。
5.3 优化精炼过程。精炼过程造好渣、造白渣，**精炼炉渣流动性良好，确保白渣稳定时间≥20分钟，**软吹时间≥8min，确保钢液中的夹杂物及气泡能够充分上浮。
5.4 严加关注钢包烘烤情况。加强全新备用钢包的烘烤管理，确保每次投入使用前的烘烤时间及烘烤温度满足生产工艺要求。
5.5 加强连铸过程保护浇注的控制。确保钢包浸入式长水口垂直无偏斜，确保中包液面始终保持黑面无露红，确保保温覆盖剂的加入次序。
5.6 定期抽检水分化验。定期抽检合金、中包覆盖剂及保护渣等物料的水份含量，一经发现水份**过工艺要求则立即采取有效控制措施或停用问题批次物料。
6 结论
6.1 边部气泡原因定论
通过分析发现，造成Q345B钢板边部气泡缺陷主要为转炉冶炼终点过氧化、出钢脱氧剂加入不足、全新备用钢包烘烤不良、出钢过程加入的合金受潮、高性能中包覆盖剂水份含量过多等原因所致。
6.2 结果
综合以上实验结果，通过加强对转炉冶炼终点及出钢过程的控制、加强合金存放及运输环节的管理、**全新备用钢包的烘烤效果以及连铸过程保护浇注的控制，Q345B钢板边部气泡缺陷改善**，缺陷比例从早期的0.616%降低至目前的0.07%，下降比例达0.609%。