钢丝的热处理(第2版)

本文以生产实践为基础,用全新观念,对钢丝热处理工艺进行了梳理;从分析热处理原理,组织结构与使用性能关系入手,介绍各类钢丝的热处理工艺制定原则,并提供了一些实用技术数据和经验公式。

钢丝的热处理

东北特钢集团大连钢丝制品公司 徐效谦

摘要：本文以生产实践为基础，用全新观念，对钢丝热处理工艺进行了梳理；从分析热处理原理，组织结构与使用性能关系入手，介绍各类钢丝的热处理工艺制定原则，并提供了一些实用技术数据和经验公式。

关键词：钢丝、热处理、工艺、显微组织、临界点。

钢丝生产有3个环节 ；热处理、表面处理和冷加工，所有钢丝均以热轧盘条为原料，经过1个或几个循环，才生产出合格的成品，工艺流程如图1。

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图1 钢丝生产流程图

热处理是钢丝生产过程中的一个重要环节，热处理的目的有3个：获得均匀的成分和适于冷加工的组织；消除加工硬化和内应力，以便继续进行冷加工；获得需要的力学性能、工艺性能和物理性能。钢丝热处理按工艺流程可分为：原料热处理、半成品热处理（又称中间热处理）和成品热处理；按热处理效果可分为：软化处理、球化处理和强韧化处理。不同种类的钢丝为达到软化、球化和强韧化的效果，往往采用不同的热处理方法。众所周知，钢铁材料的性能取决于内部组织结构，组织结构取决于成分、冶炼、热加工、冷加工，特别是热处理工艺。要选择合理、高效、经济的热处理工艺，必须了解材料性能与组织结构、显微组织与热处理工艺之间的关系，以及显微组织的种类和热处理的基本原理。 1 热处理基本原理

钢铁材料可以通过热处理改变性能是基于材料的两项基础特性：所有金属材料都是结晶体，并且具有多种晶体结构。以铁为例，铁的晶格有体心立方（δ铁和α铁）和面心立方（γ铁）两种结构，如图2。

图2 铁的晶格结构

(a) 体心立方晶格； (b) 面心立方晶格；

在铁凝固（≤1538℃）过程中首先形成具有体心立方晶格的δ铁，在1394℃～912℃区间转变为具有面心立方晶格的γ铁，912℃以下又转变为体心立方晶格的α铁。其次，所有的钢铁材料都是两种以上元素组成的合金，即所有的钢铁材料都可以看成是由溶质和溶剂组成的两类固溶体之一：间隙固溶体或置换固溶体，溶质原子挤进基体（溶剂）金属晶格中间形成的固溶体叫间隙固溶体；溶质原子取代基体（溶剂）金属晶格中的溶剂原子形成的固溶体叫置换固溶体。由于溶质在溶剂中的溶解度随着温度变化而变化，因此

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本文以生产实践为基础,用全新观念,对钢丝热处理工艺进行了梳理;从分析热处理原理,组织结构与使用性能关系入手,介绍各类钢丝的热处理工艺制定原则,并提供了一些实用技术数据和经验公式。

在钢铁材料加热和冷却过程中必然出现溶质溶解和析出现象，钢的化学成分不同，工艺流程的变化，热处理加热温度、保温时间、冷却速度不同，热处理气氛和冷却介质的差异，使钢的显微组织产生千变万化，因而才有可能通过热处理改变钢材的性能，制造出适合各种用途的钢铁材料。 1.1 显微组织

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钢的显微组织有明确的定义，可以用金相显微镜进行检测和评定，钢丝热处理涉及的显微组织有以下几种：

(1) 奥氏体（A）：碳或其它合金元素溶解于面心立方晶格的γ铁中形成的固溶体叫γ固溶体，又称为奥氏体。奥氏体晶粒呈多边形，并有明显的孪晶结构（晶内小条块），黑色小点是碳化物，多边形小块是氮化物，如图3。

(2) 铁素体（F）：碳或其它合金元素溶解于体心立方晶格的α铁中形成的固溶体叫α固溶体，又称为铁素体，如图4。铁素体晶粒呈白色颗粒状，黑色曲折线是晶界，黑色小点为氧化物。

图3奥氏体显微组织（1Cr18Ni9Ti） 图4铁素体显微组织（纯铁）

(3) 渗碳体（Cm）：铁与碳的金属化合物，含碳量6.69%，分子式为Fe3C。渗碳体具有复杂的斜方晶格结构，溶点1227℃，不发生同素异构转变。渗碳体硬度高，几乎无塑性，在钢中以不同形态分布，对钢的力学性能有很大的影响。

(4) 珠光体（P）：珠光体是铁素体薄层（片）与碳化物（包括渗碳体）薄层（片）交替重叠组成的共析组织，含碳量0.77%，渗碳体片和铁素体片相间分布，交替排列，如图5a。经球化退火后渗碳体呈球粒状，均匀分布在铁素体基体上，又称为粒状珠光体，如图5b。根据珠光体片间距的大小，珠光体又可分为珠光体、索氏体（S）、和托氏体（T）。珠光体片间距大致为0.40～1.0μm，通常放大500倍就可以看清其片层结构；索氏体片间距大致为0.1～0.40μm，通常放大600倍以上才能看清其片层结构；托氏体（原称屈氏体）片间距小于0.1μm，需要用放大倍率更高的电子显微镜才能看清片层结构。

（a）片状珠光体 （b）粒状珠光体

图5 珠光体显微组织

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(5) 贝氏体（B）：由极细片状（或针状）渗碳体与碳含量过饱和的铁素体组成的混合物，在较高温度下形成的贝氏体呈羽毛状，叫上贝氏体如图6(a)；在较低温度下形成的贝氏体呈针状，叫下贝氏体，如图6(b)。粗看起来，下贝氏体很容易与马氏体混淆，但因下贝氏体易受腐蚀，针的颜色较黑，其硬度比马氏体低，韧性比马氏体高。

（a）上贝氏体 （b）下贝氏体

如图6 贝氏体显微组织

(6) 马氏体（M）：碳以过饱和状态存在于α铁中形成的组织，由于碳位于体心立方晶格的间隙位置，使α铁晶格产生畸变，变为体心正方晶格。含碳量较高（1.0%）的马氏体钢，其单元立体结构为针状，称为针状马氏体如图7(a)；含碳量较低（0.2%）的马氏体钢，其单元立体结构为板条状，称为板条马氏体，如图7(b)。

(a)针体马氏体 (b) 板条马氏体

图7 马氏体显微组织

(7) 莱氏体（Ld）：高碳钢液冷却到1148℃以下时，发生共晶反应，结晶出来的奥氏体与共晶渗碳体(Fe3CⅠ)混合物，称为高温莱氏体（如图8），莱氏体中碳含量为4.3%。冷却到727℃以下后，高温莱氏体中的奥氏体转变为珠光体和渗碳体，获得P+ Fe3CⅠ+ Fe3C混合物，称为低温莱氏体。

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图8 莱氏体显微组织（Cr12）

上述七种显微组织中，奥氏体、铁素体和渗碳体是钢铁材料的基本相，珠光体、贝氏体、马氏体和莱氏体是钢铁材料的基本组织。 1.2 铁-碳平衡图

碳素钢可以看成是铁—碳合金，碳在γ铁中的最大溶解度可达2.11%，而在α铁中的最大溶解度仅有0.021%，当碳素钢从高温冷却下来时，奥氏体转变为铁素体，必然有部分碳以渗碳体（Fe3C）的形态析出，此时因温度较高，渗碳体有足够的扩散能力聚积长大，形成片状珠光体，因此奥氏体转变为珠光体称为扩散性转变。如果冷却速度太快，因温度太低，原子扩散能力小，奥氏体只能完成晶格结构的转变，超过溶解极限的碳来不及析出，被冻在α铁的晶格中，形成不稳定马氏体（M）组织，因此奥氏体转变为马氏体称为非扩散性转变，又叫共格性转变。通常用铁-碳平衡图来判定碳素钢在加热和冷却过常中的显微组织的变化情况，见图9。

图9 碳素钢的金相组织图

碳素钢金相组织图是根据钢在缓慢加热、缓慢冷却条件下显微组织实际变化状况绘制的，又叫铁-碳平衡图，钢的碳含量一般不超过2.0%，钢丝热处理仅用到平衡图左面一小部分，含碳量0.77%的钢叫共析钢，含碳量小于0.77%的钢叫亚共析钢，含碳量大于0.77%的钢叫过共析钢。铁-碳平衡图中几个主要临界点的温度、含碳量及其物理含义如表1。

表1 铁-碳平衡图的几个主要临界点

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铁-碳平衡图中的分界线是不同碳含量的碳素钢具有相同含义的临界点的连线，在热处理过程中经常用到的几条分界线含义如下：

（1）ACD线：液相线，此线以上钢全部为液相(L)，继续冷却钢液开始结晶。

（2）AECF线：固相线，冷却到此线以下钢液全部结晶为固态，在此线以上，AEC区为液相(L)与奥氏体相(A)共存区，DCF区为液相(L)与一次渗碳体(Fe3CⅠ)相共存区。

（3）GS线：冷却时奥氏体向铁素体转变的开始线，或加热时铁素体向奥氏体转变的终止线，通常用A3表示。随着碳含量的增加，钢的显微组织转变温度逐渐下降，到S点（C=0.77%处）不再先行析出铁素体，奥氏体直接转变为珠光体。

（4）SE线：碳在奥氏体中溶解度线，通常用Acm表示。在S点(727℃)奥氏体中碳的最大溶解度为0.77%,随着温度升高，碳在奥氏体中的最大溶解度逐步升高到2.11%(1148℃时)。高碳钢从1148℃冷却到727℃时，由于碳在奥氏体中的溶解度下降，多余的碳以渗碳体的形态从奥氏体中析出，为与从液态中析出的共晶(一次)渗碳体(Fe3CⅠ)相区别，此时析出的渗碳体又称为二次渗碳体(Fe3CⅡ)。

（5）ECF线，共晶线，钢冷却到此线 (1148℃) 以下，发生共晶反应，同时结晶出奥氏体（A）与共晶渗碳体(Fe3CⅠ)的混合物，即莱氏体（Ld）。

(6) PSK线：共析线，通常用A1表示，冷却到此线以下（727℃）时，共析钢由奥氏体组织转变为珠光体(P)组织，亚共析钢转变为铁素体(F)+珠光体(P)，过共析钢转变为渗碳体(Fe3C)+珠光体(P)组织。 铁-碳平衡图中A1、A3和Acm点是在缓慢加热、缓慢冷却条件下的临界点，实际生产中，钢的组织转变总有滞后现象，实现组织转变，加热温度要高于A1、A3和Acm点，冷却温度要低于A1、A3和Acm点。通常把加热时的临界点表示为Ac1、Ac3奥氏体和Accm，把冷却时的临界点表示为Ar1、Ar3和Arcm，如图10。

图10 钢丝加热和冷却时的临界温度

1.3 等温转变与连续冷却转变

除铁-碳平衡图外，热处理常用到的两种工具性转变的图是等温转变曲线和连续冷却转变曲线。

(1) 等温转变

钢的过冷奥氏体等温转变曲线是用实验方法绘制的：首先将钢加热到Ac3（或Accm）点以上，保温一定时间，获得均匀的奥氏体，然后快速淬入温度低于A1点的不同温度的盐浴槽中，使过冷奥氏体产生等

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温转变，最后将过冷奥氏体在不同温度、不同等温时间的组织转变结果绘成等温转变曲线，如图11。

钢的奥氏体等温转变曲线又叫C曲线或TTT曲线，，图中横坐标表示时间的对数，纵坐标表示温度，左边一条C形曲线是等温转变开始线，右边一条是终了线。曲线左侧，Ms线以上区域是过冷奥氏体区，两条曲线之间区域是转变进行区，曲线右侧是转变产物区。从图11可以看出，奥氏体在700℃左右转变产物是粗珠光体，700～600℃的转变产物是细珠光体（索氏体），600～500℃的转变产物是极细珠光体（托氏体或屈氏体），500℃～Ms点的转变产物是贝氏体，Ms～Mz点（共析钢的马氏体转变终了线低于室温，图中未标出）的转变产物是马氏体+残余奥氏体，低于Mz点的转变产物是马氏体。

图11 共析钢的过冷奥氏体等温(TTT)转变曲线 图12 钢的连续冷却(CCT)转变曲线 (2) 连续冷却转变

在钢丝生产中，热处理批量比较大，通常采用连续炉进行等温热处理，完全奥氏体化的钢丝实际上是在连续冷却过程中完成组织转变的，因此在C曲线上加上冷却速度的连续冷却转变曲线（CCT曲线）更适用于工业生产，如图12。图中冷却速度V1相当于炉冷的速度，转变产物为粗片珠光体；冷却速度V2相当于空冷的速度，转变产物为索氏体；冷却速度V3相当于油冷的速度，奥氏体在C曲线鼻尖附近部分转变为托氏体或屈氏体，其余转变为马氏体，得到混合组织；冷却速度达到V4时，冷却线不与C曲线相交，转变产物为马氏体。V临表示马氏体临界冷却速度，意味着要实现马氏体转变，淬火冷却速度必须大于V临。淬火时选择冷却介质和评定钢的淬透性主要依据Ms和V临。各种钢的等温转变曲线和钢的连续冷却转变曲线可以从相关热处理手册中查到

图13 合金元素对等温转变曲线的影响

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(3) 合金钢的等温转变

与碳钢一样，合金钢奥氏体等温转变时可能发生珠光体、贝氏体和马氏体3种转变，由于碳素钢的珠光体和贝氏体转变温度非常接近，珠光体转变与贝氏体转变曲线重合为一条C曲线。随着合金元素的加入，C曲线位置就要发生变化，一般说来，除钴以外的合金元素都能促使C曲线位置右移，降低临界冷却速度，提高钢的淬透性。其中Mo、Mn、W、Cr、Ni、Cu等都促使C曲线较大幅度地右移，延缓珠光体的转变；Mn、Ni、Cu能使C曲线下移，降低索氏体的转变温度，延缓索氏体的转变时间；特别是Cr、Mo、W、V，在延缓珠光体的转变的同时还降低贝氏体转变温度，使贝氏体转变曲线显现出来，在图13b中右侧C曲线下部300～400℃区间又出现一条小C曲线，即贝氏体转变曲线。

从图14可以看出，含碳0.5%的钢，贝氏体转变曲线随着Cr含量的增加逐渐显现出来，最终与珠光体转变曲线完全分离开来。另外，形成铁素体组织的元素，如Si、Cr、Mo、Ti、Al、V和W，均能不同程度地提高Ac1点温度。稳定奥氏体组织的元素，如Ni、Mn和Cu，均能不同程度地降低Ac1点温度。除Co和Al以外所有合金元素均可以降低Ms点温度，其中以C、Mn、Cr、Mo和V较为显著。C、Mn、Si、Cr、Mo、V能明显降低贝氏体转变温度Bs。

图14 铬对含碳0.5%钢的C曲线形状的影响

图15 合金的典型等温转变曲线

合金钢的等温转变曲线形状可分为5种基本类型，见图15。第1种曲线（a）有两个“鼻子”，铬钢、铬镍钢、铬锰硅钢以及高速工具钢的等温转变曲线就属于此类型；第2种曲线（b）是碳素钢和锰钢的等温转变曲线；第3种曲线（c）是含碳量较低，镍含量较高的合金结构钢和超马氏体钢，如25Cr2Ni4WA、Y2Cr13Ni2、00Cr12Ni5Mo2N、00Cr16Ni5MoN等钢的等温转变曲线，由于较高镍含量降低了珠光体转变温度，极大地延缓了珠光体转变时间，奥氏体实际上不发生珠光体转变，直接转变化贝氏体；第4种曲线（d）与第3种相反，只发生珠光体转变，不会发生贝氏体转变，一些高碳合金钢，如含碳1.0%，铬8.8%的等温转变曲线就是这种类型；第5种曲线（e）奥氏体组织相当稳定，过冷过程中不会发生铁素体、珠

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光体和贝氏体转变，其马氏体转变点Ms也降到零度以下，高锰钢Mn13和奥氏体不锈钢就属于此类型。 1.4 晶粒度

钢铁材料是由许多外形不规则的小晶粒组成的多晶体，每个晶粒的结构完全相同，但晶粒位向、晶粒大小、晶粒均匀度不尽相同。晶粒内部也存在着位向差很小（仅差几秒、几分，最多1°～2°），相互嵌镶的小晶块，称为亚晶粒。晶粒或亚晶粒之间的接触面叫晶界或亚晶界，晶界和亚晶界处原子排列不规则，处于不稳定状态。此外，晶粒内部实际上存在着空位、间隙原子挤入带来的晶格畸变，还存在一列或几列原子有规律的错位排列，叫位错。多晶体的晶粒大小、位向，均匀度，晶界和亚晶界结构，内部空位、间隙原子种类和位错的数量及分布都会对材料性能有很大的影响。一般说来，钢的晶粒越细，强韧性越好，碳素钢和低合金钢晶粒度每细化一个级别，冲击韧性值提高20～30J/cm2，冷脆性转变温度可降低10℃，但有几类钢丝是要防止晶粒变细的。

多晶体晶界的强韧性要高于晶内，在常温下，晶粒越细、晶界越长，钢的强韧性变好；但在高温下，晶界聚集一些低熔点金属和夹杂，比晶内更易于软化，导致钢的蠕变性能下降，故耐热钢丝和对蠕变性能有严格要求的预应力钢丝的晶粒宜粗不宜细。

晶界处的原子排列不规则，冷加工时变形抗力大，承受深加工变形能力远不如晶内，对于靠大减面率拉拔强化的碳素弹簧钢丝和胎圈钢丝来说，当然是粗晶粒比细晶粒好，晶粒粗钢丝能承受更大减面率的拉拔，抗拉强度更高；内应力分布更均匀，扭转性有所改善；成品钢丝纤维组织中的单根纤维长度更长，韧性也有所提高。

晶界也是各类碳化物、氮化物和碳氮化合物的聚集处，碳素工具钢丝，尤其是合金弹簧钢丝和合金工具钢丝，制成零部件后需经淬-回火处理才能使用，淬火时首先要将合金碳化物、氮化物和碳氮化合物溶入奥氏体中，大量存在于晶界处的这些物质，势必要延长奥氏体化的时间，增大脱碳几率，影响淬透性，因此淬-回火用钢丝也要控制好晶粒度。此外，冷顶或冷锻用钢丝，为改善冷加工成形性能，晶粒度不应太细（粗于7级），冷镦用奥氏体不锈钢丝晶粒度最好控制在4～6级。

反复冷加工—退火，或正火（调质）处理，加大奥氏体转变为珠光体的过冷度等，都能有效地细化晶粒，一般说来生产过程就是晶粒细化过程，小规格钢丝的晶粒明显细于大规格。上述对钢丝晶粒度有特殊要求的钢丝，可以通过适当提高热处理温度，更主要是延长保温时间达到粗化晶粒的目的。根据临界变形可以促进晶粒长大的理论，钢丝经15%左右小减面率拉拔，再进行再结晶退火，也是促进晶粒长大的方法之一。钢的晶粒度级别示意如图16。

图16 钢的晶粒度级别示意图

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2 钢丝的组织结构与性能 2.1 组织结构

钢丝的组织结构除指显微组织、晶粒度外，还包括显微组织缺陷。显微组织缺陷指钢实际晶格结构与理想晶格结构之间存在的差异，按冶金学理论，金属材料的显微组织缺陷可以分为：

（1）点缺陷：包括空位、间隙原子的数量和分布、置換固溶原子和间隙固溶原子的种类等。

（2）线缺陷：主要是位错结构。 （3）面缺陷：包括相界、晶界和亚晶界。

（4）体缺陷：广义说包括除占主导地位的基体组织以外的其它相，如渗碳体、各类夹杂、沉淀析出

相等。

当然，显微组织结构的各种缺陷可用相应的技术参数去定义和度量，也可以借助各种检验方法去观察和研究。钢丝的性能完全取决于组织结构，组织结构在很大程度上取决于热处理和冷加工工艺，要生产出顾客滿意的钢丝产品，必须搞清组织结构与使用性能的关系，以及组织结构与热处理工艺的关系。 2.2组织结构与使用性能2.2.1 组织结构

钢铁材料有7种基本组织结构：奥氏体、铁素体和渗碳体、珠光体、贝氏体、马氏体和莱氏体，其中奥氏体、铁素体和渗碳体是基本相，珠光体、贝氏体、马氏体和莱氏体是多相混合物。各种组织结构的表观特性及性能特点描叙如下：

奥氏体(austenite)：碳钢的奥氏体在低温下不稳定，无法直接观察，如果钢中加入Mn、Ni和Cu等稳定奥氏体的元素，奥氏体可以保持到室温状态，。观察Mn13或奥氏体钢1Cr18Ni9Ti的金相组织可发现：奥氏体的晶界比较直，晶内有孪晶或滑移线。淬火钢中的残余奥氏体分布在马氏体的空隙处，颜色浅黄、发亮。

奥氏体钢具有优异的冷加工性能，在高低温条件下均可保持良好的强韧性。一般说来奥氏体钢的冷加工硬化速率远大于珠光体和索氏体钢，经大减面拉拔可以制备具有特殊性能的弹簧，高锰奥氏体钢具有优异的耐磨性能和减振性能，奥氏体不锈钢具有良好的耐蚀性能和耐热性能。固溶状态的奥氏体钢无磁，经深冷加工有微弱的磁性。

铁素体(ferrite)：铁素体晶界圆滑，晶内很少见孪晶或滑移线，颜色浅绿、发亮，深腐蚀后发暗。钢中铁素体以片状、块状、针状和网状存在。纯铁素体组织具有良好的塑性和韧性，但强度和硬度都很低，；冷加工硬化缓慢，可以承受较大减面率拉拔，但成品抗拉强度很难超过1200MPa。常用铁素体钢丝有铁素体不锈钢丝（0Cr17）和铁-铬-铝电热合金丝（0Cr25Al5）等。

渗碳体(cementite)：渗碳体具有复杂的斜方晶格结构，硬度高到可以刻划玻璃，非常脆，几乎无塑性。钢中渗碳体以各种形态存在，外形和成分有很大差异：一次渗碳体多在树枝晶间处析出，呈块状，角部不尖锐；共晶渗碳体呈骨骼状，破碎后呈多角形块状；二次渗碳体多在晶界处或晶内，可能是带状、网状或针状；共析渗碳体呈片状，退火、回火后呈球状或粒状。在金相图谱中渗碳体白亮，退火状态呈珠光色。一次渗碳体和破碎的共晶渗碳体只有在莱氏体钢丝，如9Cr18、Cr12、Cr12MoV和W18Cr4V中才能见到，只要热加工工艺得当，冷拉用盘条中的一次渗碳体块度应较小、无尖角，共晶碳化物应破碎成小块、角部要圆滑，否则根本无法拉拔，渗碳体带轻度棱角的盘条，可以通过正火后球化退火+轻度（Q020%）拉拔+

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高温再结晶退火的方法加以挽救。带状和网状渗碳体也是拉丝用盘条中不应出现的组织，这两种组织提高钢的脆性，不利于钢丝加工成形，显著降低成品钢丝的切削性能和淬火均匀性，对网状2.5级的盘条可用正火的方法改善网状，一般说来钢丝经冷拉-退火两次以上循环，网状可降低0.5～1级。

渗碳体在合金钢中可与其它元素形成固溶体，固溶体中碳可能被氮等小直径原子置换，铁原子也可能被其它原子（Mn、Cr等）代替，形成合金渗碳体(Fe²Me)3C。合金渗碳体的形成会改变钢的临界点温度，阻碍或延缓奥氏体向珠光体转变时间，参见图13。

珠光体(pearlite)：珠光体是由片状铁素体和渗碳体组成的混合物，其中渗碳体的质量分数为12%，铁素体的质量分数为88%，两者密度相近，在金相图谱中铁素体呈宽条状，渗碳体呈窄条状。若干铁素体与渗碳体平行排列组成一个晶体群叫珠光体晶团。一个奥氏体晶粒缓冷时可能转变成几个珠光体晶团，各晶团之间的位向明显不同。如果放大到足够倍数，就可以看清铁素体和渗碳体都呈灰白色，有珍珠的亮光，两者交界处因被腐蚀得凹凸不平而呈黑色。放大倍率不够时，渗碳体两边的界线分辨不开，渗碳体呈现为黑色细条。放大倍率太低时，整个珠光体都变为一片黑色。

片状珠光体是由成分均匀的奥氏体冷却转变来的，等温转变温度，或连续冷却速度直接影响到珠光体的片间距。片间距指相邻的一片渗碳体和一片铁素体厚度之和。高温区形成的珠光体，片层厚而且平直；低温区形成的珠光体，即索氏体(sorbite)和托氏体(troostite)，索氏体指在金相显微镜下放大600倍以上才能分辨片层的细珠光体，托氏体指在金相显微镜下已无法分辨片层的极细珠光体。索氏体和托氏体片层薄而且弯曲，往往呈现不连续现象。过冷度与片间距有严格的对应关系，同一牌号的钢丝，在一定等温区间，珠光体的片间距是相对衡定的。实验证明，奥氏体晶粒度虽然对珠光体晶团的大小有决定性影响，但基本不影响珠光体片间距。

片状珠光体经适当的热处理，渗碳体变为球状或粒状，转化为粒状珠光体。从奥氏体状态冷却时，是转变为片状珠光体，还是粒状珠光体，主要取决于奥氏体成分的均匀性。完全奥氏体化的成分均匀的奥氏体，冷却后形成片状珠光体；成分不均匀的奥氏体，冷却后形成粒状珠光体。在奥氏体临界点（A1）附近反复冷却-加热，然后缓冷，或钢丝冷拉后再退火，都是实现粒状珠光体转变的有效方法。

珠光体钢丝的力学性能（抗拉强度Rm、伸长率A、断面收缩率Z、硬度），可拉拔性（变形抗力、冷加工硬化速率、极限减面率Q），工艺性能（弯曲N b、扭转N t、缠绕、顶锻、冲压）与显微组织结构密切相关。一般说来，粒状珠光体钢丝的抗拉强度Rm和硬度要低于片状珠光体钢丝，伸长率A和断面收缩率Z前者要高于后者；粒状珠光体钢丝的拉拔性能优于片状珠光体钢丝，表现为拉拔力低、冷加工硬化慢、能承受的道次减面率大；工艺性能前者优于后者。在粒状珠光体范围内，随着球化度提高（球化组织从1级升到3级），钢丝抗拉强度和硬度下降，塑性和韧性上升，可拉拔性和工艺性能也越来越好，特别冷顶锻和深冲性能显著改善。在片状珠光体范围内，珠光体晶团和片间距对钢丝性能起决定性的影响，珠光体晶团的尺寸与奥氏体的晶粒度成正比；而片间距与奥氏体的晶粒度基本无关，主要取决于过冷度(冷却速度)，可以说，在一定的转变温度范围内，片间距必定在一定的范围内。此外，碳和合金元素的含量对片间距也有一定的影响，随着碳含量的增加，片间距逐渐减小，Co、尤其是Cr能显著减小片间距，而Ni、Mn、Mo则使片间距加大。当片间距小到索氏体范围内时，钢丝的各项性能又有另一番变化。

贝氏体(bainite)：贝氏体转变温度范围较宽，在较高温度下(500～350℃)，奥氏体等温转变生成上贝氏体(upper bainite)。上贝氏体在晶界成核，短条状渗碳体与板条状或棒状铁素体以晶界为对称轴，平行生长，

本文以生产实践为基础,用全新观念,对钢丝热处理工艺进行了梳理;从分析热处理原理,组织结构与使用性能关系入手,介绍各类钢丝的热处理工艺制定原则,并提供了一些实用技术数据和经验公式。

呈板条状或羽毛状。高碳钢的短条状渗碳体断续分布在铁素体板条间，羽毛往往分辨不清，颜色是蓝黑色，中碳钢羽毛较明显，低碳钢羽毛很清楚，铁素体条较粗。在贝氏体区下部等温转变生成下贝氏体(lower bainite)。下贝氏体晶粒呈针状，两端尖，针叶不交叉，但可以交接。晶内渗碳体呈细针状，与铁素体长轴成55°～65°夹角，颜色分散度大，比马氏体针颜色深。

在贝氏体转变温度范围内（Bs～Bf），渗碳体扩散缓慢，铁素体的扩散受阻，即使温度降到Bs点以下，贝氏体转变仍无法完成，随温度下降，贝氏体数量逐渐增加，直到Bf点，过冷奥氏体往往也不能完全转变，剩余未转变奥氏体叫残余奥氏体。对于大多数钢来说，下贝氏体转变温度（Bs）多在260～375℃之间。Bf点可能位于Ms点以上，也有可能位于Ms点以下，而且基本不受碳和合金元素含量的影响。

马氏体(martensite)：常见马氏体组织有两种类型：中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多一束束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大，高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。

马氏体转变同样是在一定温度范围内（Ms～Mf）连续进行的，当温度达到Ms点以下，立即有部分奥氏体转变为马氏体，随着温度继续下降，马氏体数量不断增加，如果降温停止，马氏体转变也立即停止。先转变的马氏体针叶或板条又粗又长，有的横贯晶粒，颜色也较深，后转变的马氏体针叶或板条越来越细、越短，颜色也较浅，完全转变的马氏体组织由长短不一、分布不规则、颜色深浅不一致的板条或针叶组成，与下贝氏体比较起来马氏体金相图片的层次感更强。

板条状马氏体有很高的强度和硬度，较好的韧性，能承受一定程度的冷加工；针状马氏体又硬又脆，无塑性变形能力。马氏体转变速度极快，转变时体积产生膨胀，在钢丝内部形成很大的内应力，所以淬火后的钢丝需要及时回火，防止应力开裂。

珠光体、贝氏体和马氏体都是奥氏体等温转变的产物，为加深对奥氏体等温转变的了解，现将这3种组织转变特点和结构形态比较如下，见表2。

表2 珠光体、贝氏体和马氏体转变特点

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莱氏体(ledeburite)：常温下，莱氏体是珠光体、渗碳体和共晶渗碳体的混合物。在高温下形成的共晶渗碳体呈魚骨状或网状分布在晶界处，经热加工破碎后，变成块状，沿轧制方向链状分布，其块度和形状对冷加工性能有决定性的影响，热加工变形程度不足、终锻或终轧温度偏高，往往造成共晶渗碳体块度大，

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带明显的尖角，这样的盘条根本无法冷拔。莱氏体钢丝热处理的目标是；使经冷拔逐步破碎的共晶渗碳体逐步球化。 2.2.2 使用性能

冷加工性能：钢丝的可拉拔性能与显微组织结构密切相关，以珠光体钢丝为例：渗碳体几乎没有塑性变形能力，塑性变形全部在铁素体中进行，随着冷拉减面率的增加，铁素体片伸长变薄，内部位错密度不均匀性增加，形成胞状亚结构（俗称位错胞），逐步堆积在相界处，相界很快就变得模糊不清。粗片状渗碳体无法变形，在拉应力作用下只能破碎成链状碎片或碎粒，破碎的渗碳体与位错胞缠结在一起，很快阻塞铁素体中位错线的移动，钢丝就达到了拉拔极限。当珠光体片层减薄到索氏体范围时，渗碳体与铁素体相界急剧加长，钢丝抗拉强度进一步提高，同时可变形铁素体更加分散，不均匀变形产生位错胞的几率明显减少，可变形深度加大，强化均匀性有所改善，钢丝的可拉拔性能和工艺性能自然相应提高。索氏体中渗碳体薄到一定程度后塑性和韧性也产生一定的变化，拉拔时可产生小角度的弯曲和扭转，破碎阻塞作用明显减小，对提高冷拉变形极限也做出一份贡献。近期研究成果证明，当渗碳体薄到一定程度后确实有一定的塑性，理论解释是：渗碳体薄片能沿几个位向滑移，并断裂成碎片，同时也产生一些显微裂纹。渗碳体碎片表面具有很高的自由能，变得很不稳定，其中碳原子自发向铁素体位错胞处扩散，产生强制溶解现象，随减面率增大，渗碳体最终变成微粒，弥散硬化效应进一步增强，钢丝的抗拉强度可增大到5000MPa以上。同时拉拔产生的高温使显微裂纹实现自愈合，金相观察也证实了这点，经90%以上减面率拉拔的碳素弹簧钢丝，组织沿拉拔方向完全纤维化，绝无显微裂纹存在。

粒状珠光体中渗碳体呈球状分布，相界变短，钢丝变形抗力减小，同时铁素体连成一体，由于变形的不均匀性，很容易在局部形成位错胞，在有的铁素体变形还不充分时，局部已经达到了变形极限，所以粒状珠光体钢丝抗拉强度低，冷加工硬化慢，但承受最大减面率远不如索氏体钢丝，不同组织状态的碳素钢丝冷拉性能数据如表3。

表3 Φ4.5mm不同组织状态的碳素钢丝冷拉性能比较

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铁素体钢丝中没有渗碳体的阻碍作用，变形抗力更小，冷加工硬化慢，可拉拔性能优于珠光体钢丝，但承受深冷加工变形能力不如索氏体钢丝。

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奥氏体钢丝冷拉变形时可滑移面多，冷加工塑性良好，但变形抗力大、冷加工硬化快，部分奥氏体钢丝冷拉时会产生形变马氏体，进一步加快冷加工硬化速度，所以尽管奥氏体钢丝塑性好，但拉拔抗力大，如果拉丝模质量不很好、表面处理不当、或润滑不良，极易造成钢丝与模具的局部熔接，生产难度反而超过铁素体和珠光体钢丝。

莱氏体钢丝塑性变形能力最差，但只要盘条生产工艺得当，经过球化处理，还是可以拉拔的，但冷拉减面率不宜过大（原料冷拉减面率不宜超过25%），要及时退火，防止出现渗碳体过度破碎，在钢丝内部形成退火无法修复的孔洞，失去拉拔塑性。

切削加工性能：切削性能一般用工件切削后的表面粗糙度和刀具寿命等来衡量，金属材料在具有适中硬度（HB170～230）和一定脆性的条件下切削性能最好。为获得理想切削性能，不同钢种可采用不同热处理工艺来得到适于切削加工的组织结构：低碳钢采用正火得到片状珠光体组织，中碳钢采用再结晶退火得到带有少量片的粒状珠光体（1～2级）组织，高碳钢和合金钢采用球化退火得到3～4级的粒状珠光体组织。为提高切屑的脆性，改善工件表面光洁度，推荐选用含硫或含硒的易切削钢。

冷顶锻性能：冷顶锻指工件不经机械加工，直接顶压或锻造成形，是一件高效、资源节约型加工方法。冷顶锻变形量大，变形速率快，要求钢丝的硬度适中（HRB70～98）钢丝太硬模具破损大，太软的钢丝切断时易产生粘连；冷加工硬化要慢；承受极限变形能力要大（有时加工率大于90%）；变形尽可能均匀。根据前四条要求，在珠光体钢中粒状珠光体组织性能完全符合要求，3级粒状珠光体组织最佳。改善变形均匀性的有效方法是加粗晶粒度，因为晶界是阻碍变形，造成变形不均的主要因素，晶粒适当加粗，界晶减少，变形均匀性提高，同时冷加工硬化也减慢。对于低碳和低合金铆螺钢丝，如ML10、ML20和ML20CrMoA等，为防止硬度太软，切断时粘连，多选用球化退火后轻拉状态交货。

淬-回火性能：工具钢丝和合金弹簧钢丝制成零部件后，最终要进行淬-回火才能使用，要保证淬-回火性能，关键是控制碳化物形态，细片状渗碳体或细粒状渗碳体钢加热时，渗碳体比较容易溶化奥氏体中，获得均匀的奥氏体，是理想的淬-回火组织。中低碳钢正火获得细片状珠光体，强度适中（参见本文第5节），塑性良好，所以淬-回火用中低碳钢丝中间热处理多选用正火。高碳钢正火后强度偏高，不利于拉拔，实际生产中多采用球化退火+再结晶退火工艺，原料一般进行球化退火，获得细粒状珠光体，中间热处理选用再结晶退火，小规格钢丝为防止渗碳体球过度长大，随着拉拔-热处理循环次数增加，退火温度应逐步降低到650℃左右。降低退火温度的另一目的是减轻脱碳趋势。 3 钢丝热处理方法

5、7、8

钢丝热处理既不同于机械零件的热处理，也不同于热轧钢材的热处理，常用热处理方法有：软化处理、球化处理和强韧化处理。

3.1 软化处理（Softening treatment）

软化处理是钢丝生产中用得最多的一种热处理方法，软化处理的主要目的是：使显微组织均匀一致、消除加工硬化、降低强度、提高塑性，以利于进一步冷加工或使用，可用于原料、半成品和成品热处理。钢丝软化处理工艺包括：完全退火、不完全退火、再结晶退火、固溶处理、高温回火和消除应力退火等。

完全退火（dead(full) annealing）：把亚共析钢加热到Ac3以上20～30℃，然后缓慢冷却。由于钢经历了从铁素体+珠光体转变为奥氏体，再从奥氏体转变为铁素体+珠光体的相变，又经缓慢冷却，得到的是细

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晶粒、粗片状的珠光体组织。完全退火可以使热轧钢棒的硬度降到最低水平，有利于机械加工，但因退火温度高，带来较重的表面脱碳或贫碳，钢丝基本不采用完全退火，特别是过共析钢应严禁完全退火处理。

不完全退火（incomplete annealing）：将钢丝加热到Ac1~Ac3之间温度，得到不完全奥氏体化组织，然后缓慢冷却的热处理，球化退火实际上也是一种不完全退火。

再结晶退火（recrystallization annealing）：经冷加工的钢丝加热到再结晶温度以上、Ac1点以下，保温适当时间，然后空冷，使晶粒重新结晶为均匀的等轴晶粒，以消除冷加工硬化。再结晶退火是钢丝应用最多的一种软化处理方法，退火温度越接近Ac1点，钢丝强度和硬度越低。

固溶处理（solution treatment）：将钢丝或合金丝加热到高温单相区，使析出相充分溶解到固溶体中，然后快速淬水冷却，以获得过饱和固溶体，主要用于奥氏体不锈钢丝，以及某些高温合金、精密合金和耐蚀合金丝的软化处理。高锰钢（Mn13）经固溶、淬水获得完全奥氏体组织的热处理又叫水韧处理(water toughening)。

回火（Tempering）：把淬火后的钢丝加热到Ac1点以下温度，然后以一定的方式冷却。按回火温度不同可以分为：

低温回火（Low temperature tempering，150～250℃回火），获得回火马氏体组织。硬度比淬火马氏体稍低，残余应力部分消除，脆性有所改善。

中温回火（Medium temperature tempering，300～450℃回火），获得细粒状珠光体（回火托氏体）组织，，残余应力消除，硬度较高，有较高弹性极限和良好的抗冲击韧性。 高温回火（High temperature tempering，500～700℃回火），获得回火索氏体组织，高强、高塑、高韧，具有良好的综合力学性能。

周期式热处理炉装炉量大，热效率高、能耗相对较低，软化处理多选用井式、罩式或台车式周期炉进行热处理，特别是现代化、由计算机控制的强对流气体保护罩式或井式退火炉，炉温控制水平高（±1℃）、均匀性好（±3℃），基本无氧化、无脱碳，是软化处理和球化处理首选炉型。但周期炉很难实现真正的光亮热处理，而且冷却速度比较慢，所以需要快冷的奥氏体不锈钢丝固溶处理，铁素体不锈钢丝的退火处理，以及部分碳素钢丝的成品光亮处理多数选用连续炉。

消除应力退火（stress relief annealing）目的是消除冷加工硬化或实现钢丝软化，退火温度一般为600～700℃。

3.2 球化处理（spheroidizing）

球化处理的目的是得到粒状珠光体组织，具有粒状珠光体组织的钢丝与具有片状珠光体组织的钢丝比较，抗拉强度低、塑性更好、冷加工硬化得慢、能承受更大减面率的拉拔；细粒状（或细片状）珠光体钢丝淬火时碳化物能很快溶入奥氏体中，淬火范围宽、淬火性能稳定、不易出现裂纹；特别是粒状珠光体组织钢丝的冷顶锻性能远优于其它状态的钢丝。所以碳素工具钢丝、合金工具钢丝、冷镦钢丝和冷锻成形的缝纫机针钢丝，半成品和成品基本选用球化热处理工艺。实现钢丝组织球化的方法有3种：球化热处理、冷拔+球化处理和铅浴（或正火）+球化处理。

球化热处理（spheroidizing treatment）：钢丝加热到Ac1点以上20～30℃，保温2～4小时，以20～

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40℃/h的速度冷到Ar1点以下，再空冷或炉冷，使其显微组织中的碳化物呈球状。加热控制要点是使渗碳体部分溶入奥氏体，部分残留，在随后缓冷过程中，部分溶入奥氏体中的渗碳体以残留渗碳体为核心重新析出，形成粒（球）状珠光体组织。

冷拔+退火多次循环球化处理：球化热处理加热温度比再结晶处理要高出30～40℃，能耗相对加大，殊别是在无保护气氛条件下进行的球化热处理，容易造成钢丝脱碳趋势加重，对于中低碳冷顶钢丝，可采用盘条直接拉拔+再结晶退火+拉拔+再结晶退火 多次循环的方法，获得良好的粒状珠光珠。热轧状态的中低碳盘条显微组织为片状珠光体，具有良好的冷加工塑性，经一定减面率拉拔后，渗碳体部分破碎，同时拉拔形成的内应力为渗碳体碎片的球化提供了一定的动力，一般经两次拉拔+再结晶退火循环（俗称两酸两退），即可获得良好的粒状珠光体组织。与经球化处理的钢丝相比，用此工艺获得的粒状珠光体组织，碳化物的球化度更规整、更细小、更均匀。

铅浴（或正火）+再结晶退火球化处理：对冷顶锻成形，最终需要进行淬-回火处理的钢丝，希望以粒状珠光体交货，同时要求碳化物颗粒度小于1μm，采用一般球化工艺很难生产出完全符合要求的钢丝。可采用铅浴（或正火）处理，先将渗碳体彻底打碎成薄片，（当然铅浴效果最好，在没有铅浴炉的单位也可用正火处理。）然后用拉拔+再结晶退火多次循环的方法实现球化。第1次再结晶退火可选用较高（贴近Ac1）的温度，然后逐步降低再结晶退火温度，防止碳化物颗粒过度长大。

无论用哪种方式进行球化退火，都必须保证钢丝在高温下停留一段时间，使珠光体中的渗碳体溶解、成核、聚集、长大，连续炉不管多长，钢丝在炉中停留时间毕竟有限，因此球化处理只能在周期炉中进行。 3.3 强韧化处理（Strengthening and toughening treatment）

强韧化处理的目的是得到高强度、高韧性的钢丝，强韧化处理方法有9种：正火、铅浴（派登脱）处理、贝氏体化等温淬火、油淬火-回火、预硬化处理、沉淀硬化处理、时效处理、消除应力处理和稳定化处理。

正火（normalizing）：将钢丝加热到Ac3或Accm以上30℃~50℃，保温适当时间后，在流动的空气中急速冷却。中、低碳钢正火后的组织为较细片状珠光体，抗拉强度和硬度要高于退火，但有较好的塑性和韧性。合金钢空冷后的组织是索氏体或贝氏体，甚至会出现部分马氏体，此时，钢的硬度往往较高，塑性较差，不利于冷加工和机械加工，需要进行高温回火来改善加工性能。

铅浴（派登脱）处理（patenting）：用连续炉将钢丝加热到完全奥氏体化温度，然后在铅液、盐液、空气、水溶性有机介质或流态床中等温淬火，冷却到Ar1以下适当温度，获得索氏体或以索氏体为主的组织，因此又叫索氏体化处理。由于热处理中冷却介质不同，派登脱处理又分为铅浴派登脱、盐浴派登脱、空气派登脱等。

贝氏体化等温淬火( Isothermal quenching for lower bainite)：将钢丝加热到完全奥氏体化温度，然后在盐液中等温淬火，冷却到下贝氏体转变温度以下，保温一段时间，获得下贝氏体或粒状贝氏体组织。因为下贝氏体或粒状贝氏体转变是介于扩散型和非扩散型之间的转变，等温时间较长，工业上Φ≤3.0mm以下的钢丝才选用连续炉等温淬火处理，大规格钢丝必须选用周期炉来完成等温转变。

油淬火-回火（oil tempering）：拉拔到成品尺寸的钢丝，在连续炉中进行淬火和回火处理，展开的钢丝首先在连续炉中加热到完全奥氏体化温度，然后通过油槽淬火获得马氏体组织，再通过连续回火，获得

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高强度（高硬度）、高韧性钢丝。油淬火-回火弹簧钢丝平直度好，缠簧后经消除应力处理即可使用。

预硬化处理（prehardened treatment）：预硬化处理是一种特殊的油淬火-回火处理，指钢丝拉拔到成品尺寸后进行油淬火处理，然后根据牌号及使用情况，再进行一次或多次高温回火处理，使钢丝的硬度或抗拉强度达到相应级别的要求。常用于热作模具钢丝、高速工具钢丝、冷作工具钢丝和马氏体不锈耐热钢丝的成品处理。因为此类钢丝碳和合金元素含量较高，油淬火-回火时必须采用一些特殊的工艺措施：

①为保证碳和合金元素充分溶解，必须提高奥氏体化加热温度（有的高达1150℃），延长保温时间； ②淬火后钢丝中残留奥氏体含量大，为促使残奥分解确保钢丝达到预定硬度，必须选用多次回火的方法，回火保温时间比一般回火要延长数倍到数百倍。

③一般淬火-回火处理时，回火的目的是：促进马氏体转变成回火马氏体、回火托氏体、回火索氏体或珠光体，回火后钢丝的韧性和塑性显著提高，但抗拉强度和硬度必然有不同幅度的下降。预硬化处理时，回火同样有促使组织转变的目的，但同时还具有沉淀硬化效应，钢中的Fe、Mn和合金元素（W、V、Ti、Al等）的碳化物、氮化物或金属间化合物（γ＇和γ＇＇相）沉淀析出，钢丝可以做到在韧性和塑性显著提高的同时，抗拉强度和硬度无明显下降，甚至有所提高。

特殊的工艺要求决定了预硬化处理的设备与一般（弹簧钢丝）油淬火-回火设备有很大不同：弹簧钢丝通常选用连续炉进行油淬火-回火处理，淬火炉最高使用温度900℃，回火炉最高使用温度600℃，炉长相对较短。硬化处理的淬火和一次回火通常也选用连续炉，但炉子的最高使用温度和炉长均有大幅度的提高，以东北特钢集团大连特殊钢丝公司的预硬化处理炉为例，淬火炉最高使用温度1150℃、有效加热区长度22m；回火炉最高使用温度700℃、有效加热区长度30m。此外，收放线系统可对钢丝施加一定的、可调整的预张力，以改善钢丝的蠕变和抗松驰性能。一般说来，预硬化处理炉可以用于油淬火-回火处理，但油淬火-回火炉无法用于预硬化处理。

更大的不同是：预硬化处理的2次或2次以上的回火，保温时间以小时计算，无法在连续炉中完成，通常在气体保护退火炉中进行，强对流气体保护井式退火炉可作为首选设备。

沉淀硬化处理（precipitation hardening treatment）：钢丝经固溶处理或冷拉变形后，在一定温度保温一段时间，从过饱和固溶体中析出沉淀硬化相，弥散分布于基体中，从而导致钢丝硬化的热处理。通常用于沉淀硬化不锈弹簧、弹性合金和高温合金零部件的最终处理。

时效处理（ageing treatment）：钢丝经固溶处理或冷拉变形后，在室温或一定温度保温一段时间，使过饱和元素从固溶体中析出，通常析出相(金属或金属间化合物)与基体保持共格关系，叫做时效处理。 消除应力处理（stress relieving treatment）：为消除钢丝冷加工应力所进行的热处理。冷拉强化弹簧钢丝和油淬火-回火弹簧钢丝绕制弹簧后必须进行消除应力处理，主要目的有：消除绕簧时形成的内应力，稳定弹簧形状和尺寸；提高弹簧抗拉强度、弹性极限、抗松驰能力和疲劳强度。钢丝抗拉强度高并不等于弹性极限也高，消除应力处理是提高钢丝弹性极限的最有效处理方法。

稳定化处理（stabilizing treatment）：为减缓钢丝在使用过程中组织结构、性能或尺寸的变化所进行的热处理。如预应力钢丝(或钢绞线)为减小应力松驰，在一定的拉应力(30%～50%Rm)作用下进行的短时回火(350～400℃)处理。尽管预应力钢丝(或钢绞线)稳定化处理的机理尚不明白，但处理效果是明显的，经稳定化处理钢丝的比例极限增加到抗拉强度(Rm)的80%，屈服强度(Rp0.2)增加到抗拉强度的90%，伸长率（AL=50d）可达4%～8%（处理前AL=50d=3%），抗蠕变和抗松弛性能也大幅度提高。表4显示了不同状态的钢丝应力松驰试验测得的应力松驰率。

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表4 Φ5.08mm(0.2in)钢丝应力松驰试验时测得的应力松驰率（以初始应力为100%计算）

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强韧化处理是一种等温处理，为保证性能的均匀和稳定，通常选用连续炉将钢丝展开进行热处理。当然沉淀硬化处理、时效处理和消除应力退火多采用小批量半连续热处理。

除预应力钢丝稳定化处理外，两种合金钢丝为达到特定性能所进行的热处理也叫稳定化处理，如含稳定化元素(Ti和Nb)的奥氏体不锈钢为改善抗晶间腐蚀性能，在一定温度(约850℃)下进行的热处理；电热合金为提高使用寿命，在800℃～1000℃范围内进行的预氧化处理。 4 钢丝热处理工艺的制定

制定钢丝热处理工艺应按三段分析的原则进行：首先弄清钢丝的使用性能，确定要保证使用性能钢丝应以什么样的组织状态和表面质量交货，最终选择用什么热处理工艺获得理想的显微组织。热处理工艺通常包括：加热速度、加热温度、保温时间、冷却介质、冷却方法等工艺参数，以及热处理炉型和保护气氛等工艺条件。对于生产企业来说，工艺条件是相对稳定的；钢丝规格较细，容易透烧，无论什么牌号钢丝都可以最快的加热速度来加热；因此制定钢丝热处理工艺实际上就是要确定钢丝加热温度、保温时间、冷却介质、冷却方法等四项工艺参数，细化分解又可以分为周期炉热处理工艺和连续炉热处理工艺。 4.1 周期炉热处理工艺

周期炉热效率高、装炉量大、操作方便，广泛用于钢丝的软化处理和球化处理，软化处理和球化处理工艺曲线如图17

。

图17 周期炉热处理工艺曲线

图中T1、T2表示加热温度，t1、t2和t3 分别表示加热时间、保温时间、冷却方法和时间。毫无疑问，热处理的先决条件是：热处理炉结构合理、炉温均匀、测温准确、控温得当，在上述基本条件具备的情况下，就可以讨论热处理工艺参数的确定方法了。

加热时间（t1）：加热时间指将炉内钢丝的各部位全部加热到预定加热温度所需要的时间，加热时间主

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要取决于加热温度、装炉量和钢丝密实程度。其中密实度是一个容易忽视的因素，一般说来，冷拉钢丝的密实度大于热轧盘条，从拉丝卷筒上直接下线的密实度大于倒立式下线和“象鼻子”下线，细规格钢丝密实度大于粗规格钢丝。对密实度高的钢丝通常采用在标准加热时间的基础上补加一段时间的方法来保证烧透，以装炉量15t左右的热处理为例，直径大于3.0mm钢丝执行标准加热时间，直径2.0～3.0mm钢丝加热时间增补0.5h，直径小于2.0mm钢丝加热时间增补1h。

现代化的燃气炉和电炉，热源稳定，保温条件较好，可以用热平衡计算的方法导出加热时间计算公式，以285kw的强对流气体保护退火炉（电加热）为例，经热平衡计算导出的加热时间计算公式为：

t1(650℃时)=0.61M+3.1 t1 (700℃时)=0.67M+3.5 t1 (720℃时)=0.69M+3.7 t1(750℃时)=0.75M+4.0 t1 (780℃时)=0.82M+4.4 t1 (800℃时)=0.86M+4.5 t1 (850℃时)=0.93M+5.1 式中：t1—加热时间，h M—装炉量，t

经生产验证，加热时间完全符合实际情况。对于水煤气、热煤气加热，或烧煤的老式加热炉，热源不稳定，保温条件较差，炉温控制偏差较大，基本无法进行热平衡计算，可以用直接观察的方法，测出炉中钢丝内外圈，料架上中下部位均达到预定加热温度所需时间 ，并以此为依据制定热处理工艺。

加热温度 （T1和T2）：加热温度要根据钢丝牌号、热处理目的来设定，周期炉基本可按球化处理和再结晶处理来设定工艺，钢丝和合金丝球化加热温度范围在700～900℃之间，再结晶加热温度范围在600～850℃之间，实际生产中可参考本文第3节—钢丝热处理方法和附录—钢的临界温度参考值，确定不同牌号钢丝的加热温度。现代化的热处理炉，多采用计算机自动控制热处理全过程，计算机可以预设多条工艺曲线（10～100条），球化处理工艺曲线的加热温度通常预设为：700℃、720℃、750℃、790℃、800℃、820℃、850℃、880℃、900℃，再结晶退火工艺曲线的加热温度通常预设为：600℃、620℃、740℃、660℃、680℃、700℃、720℃、730℃、750℃、780℃、800℃、850℃。生产中可以根据钢丝牌号直接调用第xx号曲线。此外设定加热温度还要考虑炉中气氛，在氧化性气氛中退火，要考虑钢丝脱碳和贫碳问题，一般说来，高碳钢丝和高硅钢丝脱碳或贫碳趋势较重；在强氧化性气氛中钢丝脱碳或贫碳最严重，在微氧化气氛中（如装罐密封）钢丝脱碳或贫碳也较重，在中等氧化气氛中退火（尤其在750℃以下退火），因为氧化速度大于脱碳速度，钢丝的脱碳层无明显加深，甚至有减少的可能。为防止或减轻脱碳和贫碳，有时需有意识地压低加热温度，适当延长保温时间。

在氮气、氨分解气、氢气和其它保护气氛中退火，可以适当提高加热温度，以缩短保温时间，提高生产效率。特别是使用氢气作为保护气氛，因为氢气导热性好，可加快升温速度，缩短均温时间，减少降温时间，根据德国洛伊（Loi）公司提供的工艺曲线，轴承钢丝球化热处理（装炉量24t）如用氮气作保护气氛，一炉热处理周期约为30.5h，同样热处理改用氢气作保护气氛时，热处理周期缩短到21.1h，生产效率提高30%以上。

保温时间（t2）：保温的作用是使钢丝从表面到内部温度进一步均匀化，同时完成预期的组织转变。对再结晶退火而言，实际生产中保温时间一般按2h设置。球化处理要完成奥氏体化和半数以上渗碳体的溶解，需要较长时间，一般按3～4h设置，上限加热温度选用下限时间，下限加热温度选用上限时间。 冷却方法和时间（t3）：球化处理的钢丝保温期满后，以每小时20～40℃的速度，控制冷却到Ar1或Arcm点以下，完成渗碳体的球化。无保护气氛退火，一般将控冷终止温度定在650℃，然后出炉空冷。当然，对于Ar1或Arcm点较低的钢丝必须冷到临界点以下才能出炉。另外，高碳高合金工具钢丝，特别是莱

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本文以生产实践为基础,用全新观念,对钢丝热处理工艺进行了梳理;从分析热处理原理,组织结构与使用性能关系入手,介绍各类钢丝的热处理工艺制定原则,并提供了一些实用技术数据和经验公式。

氏体钢丝为降低热应力，防止产生裂纹，最好冷到500℃或250℃以下再出炉（或出罐）。氮气保护热处理的钢丝，为防止钢丝出炉后二次氧化，同时也为了避免炉胆的氧化，球化完成后通常采用炉冷、风冷或喷水冷却（对炉胆损害大，尽量少用），待温度降到400℃以下再出炉。氨分解气体和氢气保护热处理的钢丝，为彻底消除爆炸的危险，多选用300℃以下出炉的方案。

再结晶退火的钢丝保温期满后，不存在过冷奥氏体等温转变问题，实际上可以直接出炉空冷。但生产中，保护气体热处理的钢丝和高碳高合金工具钢丝，也采用与球化处理完成后相同的冷却方法。 特殊钢丝厂因日常生产的钢丝牌号多，品种多，再加执行标准和交货状态的差别，使热处理工艺更加繁琐和复杂，通常做法是先将热处理钢丝按球化处理和软化处理进行分类，每类钢丝预设若干条工艺曲线，如前所述球化处理预设9条曲线，再结晶退火预设12条曲线。每天生产的钢丝按工艺曲线对号入座，凑够一炉再根据装炉量、规格，核算加热时间、保温时间，以及冷却方法和时间。热处理工艺制度通常用两种表格来表述：第一种表格适用于装炉量不大，每炉装料量基本衡定的退火炉，表格内容包括钢丝牌号、生产状态（原料、半成品、成前和成品）、规格范围、热处理曲线序号（隐含了热处理类型、冷却方法）、执行技术标准，如表5。第二种表格是作为第一种表格的补充规定，适用于装炉量较大，每炉实际装料量波动较大的退火炉，表格内容包括热处理类型、加热温度、装炉量、升温时间、保温时间等，如表6。因此，周期炉热处理工艺制度可以用2～3种图表来表述：工艺曲线图、工艺制度表和不同退火温度、不同装炉量对应的工艺制度表。

表5 井式退火炉热处理工艺制度

表6 井式炉不同退火温度、不同装炉量对应的工艺制度

4.2连续炉热处理工艺

钢丝连续热处理炉主体设备由放线系统、连续热处理系统和收线机3个部分组成。热处理时每卷钢丝首先放线、展开通过加热炉加热，实现奥氏体化，然后根据热处理目的不同，或铅淬火、或油淬火+回火、或快速冷却、或在保护气氛中缓慢冷却，最后用收线机重新卷取。连续热处理具有升温速度快、加热均匀、冷却速度可以控制的特点，主要用于钢丝等温热处理和连续热处理，如铅浴处理、油淬火-回火处理、固溶

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处理和光亮退火处理。 4.2.1 铅浴（派登脱）处理

铅浴热处理炉由自由放线装置、加热炉、铅淬火槽和收线机4个部分组成。常用于碳素弹簧钢丝、制绳钢丝、胎圈钢丝、金属针布钢丝和预应力混凝土用钢丝的热处理，以及易切削钢丝、针丝、弹性针布钢丝和中低碳结构的原料处理或预处理。铅浴处理的目的是获得均一的索氏体组织，为此要过细地分析一下在索氏体形成温区附近的组织转变特性，经充分奥氏体化的钢丝，随着等温温度的下降，分别转变成细片状珠光体、索氏体、托氏体、上贝氏体、下贝氏体和马氏体，若从下贝氏体转变区开始逐步提高转变温度，同时检验钢丝抗拉强度就会发现：进入上贝氏体区后钢丝抗拉强度和韧性不断下降，到托氏体区后钢丝抗拉强度下降放缓、最终停止；从第一批索氏体形成开始，抗拉强度通过最低点，并逐步回升，当奥氏体全部转化为索氏体时，钢丝抗拉强度和硬度达到最大值；继续升温，出现细片状珠光体，钢丝抗拉强度又开始下降。随着钢丝碳含量的增加，强度的起伏更加明显，生产中可以用测定抗拉强度的方法，寻找最佳铅浴处理工艺。钢丝断面收缩率的变化与强度正好相反，强度达到最高值时断面收缩率降到最小值；伸长率基本随温度上升而增大；弯曲与扭转值与强度同步，只是最大值出现的稍早点。

目前，国内外铅浴热处理大多数仍采用马弗砖式燃气加热炉＋铅槽型的连续炉，铅浴处理的工艺参数包括：加热温度、在炉时间、出口温度、铅槽温度、在铅时间和收线速度。

（1）加热炉工艺控制要点

① 加热时选用很大的过热度(Ac3或Accm＋100～200℃)，缩短奥氏体化时间；碳含量低的钢丝应选用更高的加热温度。

② 传统的马弗加热炉靠马弗砖间接传热，热效率比较低，炉温实际控制在950～1150℃之间，从钢丝入口到出口，炉温逐段降低。

③ 粒状珠光体钢丝奥氏体化时间比片状珠光体钢丝长；粗钢丝奥氏体化时间比细钢丝长。通常用在炉时间来表示钢丝加热＋保温时间，设定在炉时间的经验公式有多种，笔者对这些公式进行验证和调整，对马弗式加热炉推荐采用如下公式：

＝（14＋6d）d d≥4.0mm ＝（34＋d）d d≤4.0mm 式中： —在炉时间，sec(秒)。

d— 钢丝直径，mm 。

④ 应按钢丝成品抗拉强度控制奥氏体晶粒度，对于冷拉减面率小于85%的钢丝晶粒度对性能基本没有影响，对于冷拉减面率大于85%的钢丝，粗晶粒钢具有更好的拉拔性能和工艺性能，铅浴时可考虑适当加长在炉时间。

⑤ 钢丝在加热炉出口的温度（又称线温）是非常重要的工艺参数，笔者推荐对不同碳含量和规格钢丝的出口温度按如下公式控制：

T出＝910－50C＋6d

式中：T出—钢丝的出口温度，℃。 C—钢丝含碳量，质量分数%。

⑥ 索氏体转变温度较高，完成转变的时间远小于奥氏体化时间，因此收线速度基本取决于炉长和在

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炉时间。

（2）铅槽工艺控制要点

① 高碳高锰钢丝采用较高铅温，粗钢丝应采用较低铅温。生产中因不同规格的钢丝向铅槽中带入的热量不同，铅槽温度波动较大，很难确切地测定铅温，通常将热电偶固定在距钢丝入铅900mm，铅槽中心线铅液下120mm处。在上述条件下，笔者推荐不同碳含量、不同规格钢丝的铅温采用如下公式计算。含锰量大于0.6%的钢丝，超出部分按0.3%的锰相当于0.1%的碳计算。

T铅＝490＋50C－10d 式中：T铅—铅槽温度，℃。

② 如果钢丝在铅槽中不能完成索氏体转变，在出槽后的水冷过程中可能会形转变为马氏体，而影响拉拔。经验表明，碳素钢丝完成索氏体转变的时间一般不会超过15秒，加上安全系数也不过20秒。但Cr、Ni、Mn和Cu等合金元素的存在会明显延缓索氏体转变，因此标准中对铅浴用碳素钢丝的合金元素的含量有严格限制。铅槽温度过低（＜430℃）也会延缓索氏体转变。

③ 铅槽要设在尽可能靠近加热处的位置。国内外均使用控制铅槽与加热炉长度的比例来控制在铅时间，一般铅槽长度为炉长的30～60%，铅槽深度500mm，铅液深度400～450mm，钢丝应在铅液面80mm以下运行。因细钢丝运行速度快，铅槽长度与加热炉长度比值取上限值。

④ 因为钢丝是带着温度进入铅槽的，在接触铅槽的瞬间，钢丝温度高于铅槽温度，特别是粗钢丝带入热量大，实际上是在一定温度区间连续冷却，完成索氏体转变的，为减小索氏体片间距，粗钢丝通常采用更低的铅温。另外连续作业会造成钢丝入铅端0.5～1m处铅温明显过热（有时高达600～700℃），所以有条件时应尽可能配置铅液循环泵降温，或在过热区下冷却风管或水管。

⑤ 铅浴炉使用不是一朝一夕的事，设计时考虑意外因素，如化学成分不均和工艺因数的波动，以及热处理速度有可能加快的趋势，常把铅槽设计得较长些。明火加热、电接触加热、感应加热线上等铅淬火炉的铅槽当然也必须加长。

（3）收线速度的确定

收线速度可用加热炉长和在炉时间直接推算，生产中为测量和调整方便，一般将收线速度用收线卷筒每旋转一圈用多少秒来标定，实际操作时测定收线卷筒转10筒的时间，并据此调整收线速度。

V＝

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加热炉长度L D

＝ (m/min) V＝ （sec/r）

在炉时间 /601000L

式中：V—收线速度，m/min或sec/r(秒/转) —在炉时间， sec。

L— 加热炉长度，m。 D— 收线卷筒直径，mm。

在炉温和铅温衡定的条件下，弹簧钢丝随收线速度的加快，钢丝抗拉强度稍有增加；中低碳钢丝随收线速度的加快，钢丝抗拉强度稍有下降，当然收线速度不应有太大的波动。 4.4.2 盐浴派登脱处理

铅浴处理的最大缺点是铅污染，铅尘对人体的伤害，对环境的污染几乎是不可逆转的，百余年来人们一直努力寻找能代替铅的材料，但至今收效甚微，目前工业生产正式使用的代替铅浴处理的最可靠的工艺

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