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退火是一个通用术语，整个过程包括加热和适当温度保温及后续以恰当的冷却速度冷却，主要作用是软化金属材料。一般而言，退火在炉中加热，但有时也用感应加热，特别是需要有效地快速加热产品情况，如钢丝冷拔后的退火。  1 冶金学原理 一般来说，普通碳钢经退火后形成铁素体－珠光体的显微组织（图1 ) 。对钢件进行退火处理的目的是便于冷加工或车加工、改善力学性能或电气性能、提高尺寸稳定性。虽然没有一种退火工艺能够达到真正的平衡状态，但可近似认为其达到平衡状态，因此通过铁碳相图（图2 ) 可以更好地理解退火工艺。  ▲图1 1040钢完全退火后形成的 铁素体－珠光体显微组织 注：4%苦味酸加2%硝酸乙醇 腐蚀，原始放大倍数为500倍 为定义各种类型的退火，一般按转变温度和临界温度进行区分。 临界温度是开始转变和完全转变成形成奥氏体的温度。铁碳相图（图2 ) 中给出了平衡临界温度，即亚共析钢的A1、A3点和过共析钢的A1、Acm点。 必须指出的是，由于非平衡作用的影响，临界冷却温度Ar1、Ar3 和Arcm (其后缀 “r ” 是表示法语单词 refroidissement， 意思是冷却）低于相应的A1、Ar3 和Arcm平衡温度；而加热温度Ac1、Ac3 和Accm(后缀 “c” 麦示法文单词 chauffage，意思是加热) 高于相应的Ar1、Ar3 和Arcm平衡温度。各种合金元素显著影响这些临界温度，如铬元素可提高共析温度A1, 锰元素可降低共析温度A1 。有公式可以根据钢实际化学成分可以计算出临界温度上限和临界温度下限。 2 退火工艺 实际上，退火是按照工艺的具体目的、加热温度、冷却方法来划分的。最高温度可能有几种情况：低于临界温度下限A1 (亚温退火）；高于亚共析钢的A1 但低于临界温度上限A3 , 或低于过共析钢的Acm (不完全退火）；或者高于A3(完全退火）。图2 中已做出相关说明。 因为温度高于A1 时会产生奥氏体，转变过程中的冷却是获得期望的显微组织和性能的关键因素。相对应地，将钢件加热至高于A1 点，再经过连续缓冷或在稍低于A1下的等温热处理，可在合适的时间内转变成期望的显微组织。在适当的条件下，两次或多次退火可组合使用，以便获得期望的结果。是否成功退火取决于正确选择和控制热处理过程，有其特定的冶金学原理。  ▲图2 附加完全退火、中间退 火球化退火区域的铁碳相图 2.1 亚温退火 亚温退火与奥氏体的形成无关。钢件的先前状态因热激活作用而发生改变。热激活工序包括回复、再结晶、晶粒长大和碳化物聚集。钢件先前状态是很重要的因素。 在轧制或锻造的亚共析钢中有铁素体和珠光体，通过亚温退火可以调整这两种组分的硬度，但是需要在某一温度下保持较长时间，使基体软化。对于硬化和冷加工钢材，再结晶很容易形成新的铁素体晶粒，而亚温退火是最有效的处理方法。退火的加热温度越接近A1 , 软化速度越快。从亚温退火温度开始的冷却基本不影响已经形成的显微组织和最终性能。 2.2 不完全退火 当钢的温度超过A1 时，奥氏体开始形成。接近A1 温度时，碳的溶解度突然增大（接近1%) 。对于亚共析钢而言，A1 和A3 温度之间进行不完全退火加热时其平衡组织为铁素体和奥氏体，当退火加热温度高于A3 时，组织变成单一的奥氏体。然而，不能在瞬间得到铁素体和奥氏体的混合平衡组织。图3 所示，为普通共析碳钢奥氏体化速度与温度的关系。  ▲图3 普通共析碳钢奥氏体化速度与温度的关系 注：采用 875℃ (1610℉）正火后，原始组织 为细片状珠光体。图中左侧第一条线显示珠光 体开始消失，第二条线为珠光体最终消失线第 三条线为碳物最终消失线第四条线为碳浓度梯 度最终消失线 未溶解碳化物可能存在，特别是奥氏体化温度时间较短或加热温度接近A1 , 导致奥氏体不均匀。在过共析钢中，在A1 和Acm 两相温度区加热，碳化物和奥氏体会共存，奥氏体的均匀性取决于时间和温度。影响组织均匀性的奥氏体化温度是影响退火组织和性能的一个重大因素。更高的奥氏体化温度下可获得更均匀的组织，便于冷却时形成片状碳化物组织。处于两相区的低奥氏体温度下获得不太均匀的奥氏体，便于形成球状碳化物。 钢加热至高于A1 温度时转变成奥氏体，当缓慢冷却至低于A1 温度时重新转变成铁素体和碳化物。奥氏体分解速度和形成片状还是球状碳化物，主要取决于转变温度。如果奥氏体转变略低于A1 温度，则分解缓慢，转变产物究竟是粗球状碳化物还是粗片状珠光体，取决于钢的化学成分和奥氏体化温度，该转变产物很软。但是，如果要获得最大限度的柔软度，那么在等温热处理中需要在低于A1 下保持较长时间，以获得低的转变速率，或者是连续冷却时采用非常缓慢的冷却速度。如果想在最短时间内获得期望的组织结构和硬度，等温处理比连续缓慢冷却更有效。但有时，合适的退火设备或退火钢件的质量要求使得连续缓冷成为唯一可行的选择。所以，等温退火并不适合所有场合。 当转变温度下降时，奥氏体通常迅速分解，转变产物更硬，也更多地呈片状，相对于在A1 时的转变产物更细。在较低的转变温度下，转变产物变成更硬的铁素体和碳化物的混合物，因此可能会使完成等温转变的时间进一步增加。 目前已发表的很多钢种的奥氏体等温转变或连续转变图。这些等温转变和连续转变图有助于特定钢种的退火热处理工艺设计。但是，因为大多数出版的转变图只表达了完全奥氏体化转变，以及相对均匀的状态，而这并不是退火中理想的或能获取的状态，因此其应用受到了限制。 在连续退火过程中，不完全退火是获得两相和三相显微组织的一种调节手段，最终获得的显微组织为铁素体基体上分布着岛状马氏体。根据溶解在奥氏体中的合金成分和冷却条件不同，奥氏体可能不会完全转变，其显微组织为铁素体基体上分布马氏体或残留奥氏体。 2.2.1 转变后的冷却 奥氏体完全转变后，当冷却到室温时会发生一些冶金学结果。特别缓慢的冷 却可能会导致碳化物聚集，结果是进一步软化钢材，但其效果不及高温转变。因此，当转变完成后没有特别的原因要求缓慢冷却，可将钢材自转变温度进行快速冷却，便于减少总时间，也便于操作。如果已经使用缓慢连续冷却，冷却时需要控制的最终温度由钢的转变特点决定。然而，因为钢的质量或需要防止氧化等实际问题，奥氏体转变结束后仍然需要炉中缓慢冷却。 2.2.2 原始组织的影响 原始组织的碳化物越细或分布越均匀，在高于A1 温度下的奥氏体形成速度越快，并接近完全均匀化。因此，原始组织会影响退火反应。当想在退火组织中获得球状碳化物时，有时会在低于A1 温度以下预热，使得碳化物聚集，目的是阻碍或者说防止其在后续加热过程中溶解进奥氏体。奥氏体转变时，未溶碳化物的存在或奥氏体中的浓度差促使形成球状碳化物，而不是片状碳化物。预热促进球化的方法主要用在亚共析钢，但对某些过共析低合金钢也有效。 2.3 超临界或完全退火 一般的退火工艺是将亚共析钢加热至高于临界温度上限（A3 ) , 以获得完全奥氏体化组织，这种工艺称为完全退火。对于亚共析钢（碳的质量分数小于0. 77%) , 超临界退火（也就是在A3 温度以上） 发生在奥氏体区域（在退火温度下加热钢完全奥氏体化）。然而对于过共析钢（碳的质量分数大于0. 77%) , 退火发生在高于A1 温度，这是双相奥氏体－渗碳体区域。图3 中显示了叠加在铁碳相图上的完全退火温度范围。一般来说，对于亚共析钢而言高于A3 温度50℃ (100℉）， 对于过共析钢而言高于A1 温度50℃ (100℉）的退火温度是恰当的。 奥氏体化时间和完全退火钢。过共析钢在奥氏体化温度下保持较长时间可以变得特别软。虽然在奥氏体化温度下的保温时间可能对实际硬度仅有一点点影响（如从 241HBW 到 229HBW 的变化）， 但主要还是对切削性能和冷成形性能影响大。 对于过共析钢而言，因为奥氏体中残余碳化物是逐渐聚集长大的，所以进行长时间的奥氏体化是有效的。较粗的碳化物有利于获得较软的最终产物。对于低碳钢而言，当温度高于A1 时，碳化物变得不稳定，并可能溶解进入奥氏体，虽然溶解速度可能很慢。 对于近似于共析成分的钢，如果奥氏体化较长时间，通常会形成片状转变产物。在稍高于A1 温度下的长时间保温，其溶解碳化物和消除碳浓度差的效果与高温短时保温效果一致。 3 退火指南 佩森（Payson) 整合先前讨论的冶金学原理总结出以下7条规则，这些规则可以作为制订成功、有效的退火工艺方案的指南： 规则1: 退火后完全均匀奥氏体化钢转变为完全片状珠光体组织，但是不均匀奥氏体化钢转变成近球状退火碳化物。 规则2: 通常使钢最软的方法是在不高于A1 温度以上55℃ (100℉）奥氏体化，并在低于A1 温度以下55℃ (100℉）进行转变。 规则3: 因为低于A1 温度以下55℃ (100℉）完全转变需要非常长的时间，因此允许绝大多数的转变在更高的温度下进行，形成较软的产物，然后在低温下完成转变，这样完全转变的时间会较短。 规则4: 钢奥氏体化后，迅速冷至转变温度可以缩短退火周期。 规则5: 钢完全转变后，在该转变温度下已形成需的显微组织和硬度，然后使其迅速冷至室温， 可以缩短退火总时间。 规则6: 为确保碳的质量分数为0. 70%~0. 90%的工具钢和其他低合金中碳钢退火后产生较少的片状珠光体，通常在奥氏体化和转变前低于下临界温度A1 约28℃ (50℉）预热几小时。 规则7: 对于过共析合金工具钢、为获得最低退火硬度，在奥氏体化温度加热较长时间（约10~15h) 、然后按照前述方法进行转变。 在掌握了临界温度和转变特征的同时进行等温转变处理是可行时，可以最有效地运用这些规则。 4 退火温度 从实践意义上说，大部分退火是根据经验来操作进行的。对于许多退火应用，可以简单地定义为钢在炉内从指定的退火温度（奥氏体化温度）冷却。表1中给出了小尺寸碳钢锻件完全退火的温度和硬度，表2中给出了合金钢的推荐退火温度（炉冷）和硬度。 ▼表1 小尺寸碳钢锻件完全退火的温度和硬度  ▼表2 合金钢的推荐退火温度（炉冷）和硬度   表2 中给出了加热工艺中形成珠光体组织的奥氏体化温度上限值。当使用较低的温度时，获得的组织主要是球状组织。 当某一合金钢需要通过退火后获得特定的显微组织，则需要更高控温和退火冷却控制精度：表3中提供了合金钢的推荐退火温度和时间。 ▼表3 合金钢的推荐退火温度和时间   通过等温退火获得珠光体组织时，特别是对于锻件，所选择的奥氏体化温度几乎比表3 中的数居要高出70℃, 其目的就是缩短奥氏体化时间。 对于表3 中的大多数钢进行退火时，可以将先加热至奥氏体化温度，然后按控制的冷却速度在炉中冷却，或者迅速冷却并保持在低温下进行等转变。两种工艺可得到几乎相同的硬度，但是等温转变需要的时间明显更短。 5 球化退火 进行球化退火的主要目的是提高钢材的冷成形性能，提高过共析钢和工具钢的切削加工性能。冷成形时希望钢的组织为球化组织，因为它可降低材料流动阻力。流动阻力由铁素体和碳化物的比例和分布决定。铁素体强度取决于晶粒尺寸、一些铁素体强化合金添加元素（如硅或锰）、冷却速度。形成碳化物是片状珠光体还是球状珠光体会从根本上影响钢的成形性能。 钢材可以球化，也就是说通过加热和冷却后在铁索体基休上产生球状碳化物。图4 所示为1040 钢在700℃下保温 21h 后获得的球化组织。  ▼图4 1040钢在700℃下保温21h 后获得的球化组织 注：4%苦味酸乙醇腐蚀，放大倍数为1000倍 可通过以下方法进行球化： 1) 延长低于Ae1 温度下的保温时间。 2) 在高于Ac1和低于Ar1两温度之间交替加热和冷却。 3) 加热至稍高于Ac1 温度，然后在炉中缓慢冷却或在稍低于Ar1 温度下保温。 4) 在所有碳化物溶解的最低温度以合适的冷却速度冷却、防止形成网状碳化物。然后按第一或第二个方法重新加热（适用于含有碳化物同状的过共析钢）。 应该注意的是，很难建立与临界温度一致的下标。在讨论延长保温时间的加热时，临界温度是平衡温度Ae1, 和Ae3。在讨论未指定速度和未指定保温时间的加热冷却时，技术术语变得更随意。 图3 中显示了亚共析钢和过共析钢球化退火的温度范围。采用这些方法的球化率取决于原始组织，而最好的原始组织是碳化物细小弥散的淬火组织。亚温球化处理前的冷加工也会增加球化退火时的反应速度。 图5 所示为图1 中1040钢原始组织对球化的影响。其中，图5 a）所示为原始组织是马氏体的1040钢在700℃ (1290°F) 保温 21h 后的球化状态，图5 b）所示为原始组织是铁素体－珠光体的1040钢在同样的温度下保温相同的时间后的球化状态。原始组织为马氏体的1040钢已发生球化时，而原始组织为铁素体－珠光体显微组织的同种钢材才刚开始球化。  ▲图5 1040钢原始显微组织对球化的影响 a) 原始组织为马氏体（淬火态） b) 原始组织为铁素体－珠光体（完全退火态） 注：球化温度700℃ (1290下）下保温21h 4%苦味酸乙醇加 2%硝酸乙醇腐蚀 放大倍数为1000倍 图6 所示为在700℃ (1290°F)下保温 200h后，原始组织为铁素体－珠光体的钢已完成球化转变，但仍可看到存在少量的珠光体区域。 ▲图6 原始组织为铁素体－珠光体的1040钢 在700℃ (1290°F) ×200h的球化状态 注：4%苦味酸腐蚀，放大倍率为1000倍 对于完全球化退火，奥氏体化温度一般采用稍高于Ac1 或介于Ac1 和Ac3 之间的温度。假如采用稍高于Ac1 的温度，为得到正确的结果，设备必须有良好的加载特性和准确的温度控制功能；否则，有可能达不到Ac1 , 就不会发生奥氏体化。 低碳钢很少球化处理后用于车削加工，因为球化后的这类钢过于软和黏，切削时会产生长尺寸、高韧性的切屑。当对低碳钢进行球化处理时，一般是用于大变形量的加工。例如，当1020 钢管通过两遍或三遍冷拔成形时，将钢材每次冷拔后在690℃（1275℉) 下保温 0. 5~1h 退火后可获得球化组织。退火后的产品最终硬度近似为163HBW。这种状态的管子在后续冷成形工序中，可以承受大变形量。 正如许多其他类型的热处理，球化退火后的硬度取决于钢材中碳和合金的含量。提高碳或合金含量，或二者同时提高，其结果是球化退火硬度提高，通常为163~212HBW (表3 )。转变后变形不仅显著加速了球化的动力性，而且导致更高的球化等级。 人们注意到，分散在奥氏体相上的细碳化物依靠珠光体反应或离异共析转变（DET ) 可引起共析转变。虽然这两种方法已经在相当长的一段时间为人们知晓，但是，大多数的工业球化退火工艺仍是利用珠光体反应进行的。最近一直强调的是，根据转变时间，离异共析转变（DET ) 方法更为有效。已经证实的是，对于过共析钢，在较低的奥氏体化温度和缓慢的冷却速度（对于52100钢奥氏体化温度低于830℃或1525℉，冷却速度低于500℃/h或900°F/h) 下，DET方法比珠光体反应方法更能推进共析转变。在离异共析转变反应中，先前存在的碳化物颗粒依靠来自奥氏体中的碳的扩散直接长大，导致最终转变产物为铁素体基体上的球状碳化物。采用常规连续冷却法或利用珠光体型转变的等温球化退火法，退火时间为10~16h， 而采用离异共析转变（DET ) 方法球化可在1h内完成，结果是明显节能，同时提高了炉子的生产率。同时，添加铬元素可减小碳化物尺寸，而添加锰元素会加快珠光体型转变。最近的研究显示，按照相应的奥氏体化温度和时间，可通过添加铬元素来扩大离异共析转变（DET ) 。 6 工序间退火 随着冷加工过程中钢的硬度上升、塑性降低，冷加工变得困难，所以需要对材料进行退火，以恢复塑性。这种处理工艺步骤之间的退火称为工序间退火，或者称为简单的中间退火。它可能包括任何适当的处理过程。然而在大多数情况下，进行亚（临界）温处理就足够了，而且其成本低。术语 “工序间退火” 通常指工序间的亚（临界）温退火。 图7 所示为工序间退火温度区间的铁碳相图。通常有必要针对冲压、顶冲、挤压等冷成形件制订工序间退火。对于热加工的高碳钢和合金钢也需要进行工序间退火，防止其开裂，使其软化，以适合剪切、车削或校直。 ▲图7 工序间退火温度区间的铁碳相图 工序间退火一般工艺为加热至低于Ac1 的某一温度、保温适当的时间、然后冷却（通常在空气中冷却）。在大多数情况下，加热温度一般低于Ac1 点10~20℃ (20~40℉）， 是形成显微组织、硬度和力学性能的最佳组合。温度控制是必需的，但仅仅是为了防止将材料加热超过Ac1 温度而达不到退火的目的。 当工序间退火仅仅用于软化材料以适合进行冷锯和冷剪切时，采用的加热温度一般低于Ac1 , 没必要进行精密控制。 在钢丝行业，工序间退火可用作钢丝拉拔至稍大于最终要求尺寸和拉拔至最终尺寸两工序间的中间处理。如此制成的钢丝称为工序间退火钢丝。工序间退火也用于将钢丝制品充分软化以适合于剧烈的镦锻，以及拉拔那些无法直接从热轧棒料拔制而成的小尺寸低碳钢和中碳钢钢丝。某些材料因为它的成分或尺寸（或两者）， 采用工序间退火比球化退火可获得更令人满意的效果，这是因为球化退火后的材料缺少塑性或不满足物理性能要求而不能拉拔至最终尺寸。对工序间冷剪切的材料进行工序间退火可提高剪切面的塑性，使剪切面适合下一步的加工。 7 适合机加工的退火组织 根据可加工性，不同显微组织和硬度的组合是非常重要的。如图8 所示，部分球化的5160钢轴车削时比退火后的同种钢（珠光体组织，硬度稍高）的刀具磨损量更少、表面质量更好。基于许多观察可得不同碳含量的切削钢的最佳显微组织，见表4 。 ▲图8 部分球化组织对表面质量的影响，以 及对后续车削5160钢所用刀具寿命的影响 a) 退火（珠光体组织，硬度为241 HBW)车加工8件后法兰表面质量 b) 磨削刃口间隔时间 ( 寿命 min ) c) 部分球化显微组织（硬度为 180 HBW) ,车加工123件后的表面质量 ▼表4 不同含碳量的钢切削加工时的最佳显微组织 机加工类型也是一个影响因素。例如，某一齿轮由5160钢管制成，两道机加工包括在自动滚齿机上加工和拉削齿槽。全部球化的材料最适合搓齿操作，但是珠光体组织更适合拉削。因此，半球化组织被证明是折中的选择。 半球化组织可以通过在较低的温度下奥氏体化，然后以高于获得珠光体组织时的冷却速度冷却来获得。获得前面提及的5160 钢管半球化组织的工艺是加热至790℃ (1450℉) , 然后以28℃/h (50°F/h) 的冷却速度冷至650℃ (1200F) 。对于这种钢，在大约775℃ (1425°F) 温度下奥氏体化的结果是获得更多的球化组织和较少的珠光体。 相对1095和52100等高碳钢而言，中碳钢更难完全球化。如果缺少过量的碳化物形核和促进球化反应，在实际操作中从珠光体获得完全自由的球化组织相当困难。 较低的碳含量，组织由铁素体基体和粗片状珠光体组成的材料是最适合机加工的。对于某些合金钢，可以通过将钢加热至高于Ac3 点，形成一种粗奥氏体晶粒，然后在Ar1 点以下保持，来获得粗片状珠光体。这个过程有时称为循环退火或片状退火。例如，锻造的 4620 钢齿轮在五区炉中被迅速加热至980℃, 然后在一水冷区冷至625~640℃ (1160~180℉) , 然后在该温度下保持120~150min 。最终组织为铁素体基体上分布着粗片状珠光体，硬度可达到 140~160HBW 。 8 工业生产中的退火 8.1 炉型 退火炉主要有两种基本类型：间歇炉和连续炉。对于这两类炉，可根据其配置、使用燃料类型、加热方式、炉内负载通过方式或支撑方式进一步细分。另外选择炉型时需考虑的因素有成本、退火周期类型、需要的气氛、需要退火零件的物理待性。然而，在很多情况下是根据可用的设备选择退火工艺的。 对于大型锻件等间歇炉是必要的，而且对于少量特定零件或某一等级的钢件、需要较长退火周期的较复杂合金钢件，该设备往往是首选，特定类型的间歇炉有台车式如，箱式炉，罩式炉和井式护，在罩式炉中退火可产生最好的球化效果（接近100%），然而，使用罩式炉退火时周期较长，根据退火材料等级和载荷尺寸不同退火周期为24-48h。 连续炉，如辊棒炉，转底炉，推杆炉，都是同一钢号大量产品的理想退火设备，这些炉子可以设计成多个独立区域，使得工件被连续不断地加热到指定温度，在指定温度下保温，按要求的速度冷却 。但是，连续炉一般不能达到完全球化的效果，也不能用于需要大变形量冷成形的产品。 8.2 炉内气氛 使用空气气氛的电炉和使用燃烧产物气氛的燃气炉、不能通过控制完全避免钢件的氧化。通常认为在做清洁或光亮退火时，只有使用独立于燃料的气氛才能获得满意的效果。使用可控气氛可以避免退火过程中的过度氧化。可控气氛的气体和气体混合物由待处理材料、处理温度、零件表面要求决定。防止脱碳也是选择退火气氛时需要考虑的非常重要的因素。 广泛用于保护气氛退火的气体是放热式气体，这种气体价格低廉，原料是现成的，而且获得的效果比较令人满意，碳氢类气体。如天然气、丙烷， 丁烷和焦媒气，一般在放热式气体发生器中燃烧，产生自维持、燃烧放热反应，常用的放热式混合气氛(体积分数）包含 15%H2，10%CO, 5% CO2 , 1% CH4 和69%N2 , 这种气体用于冷轧低碳钢带材的光亮退火。但用它处理中碳钢和高碳钢时会脱碳，因 为其含有二氧化碳和水蒸气。毛坯或螺杆类的球化退火中的脱碳量需严格控制。只要炉子有良好的密封性，低露点的放热式气氛可防止钢脱碳，许多热处理设备供应商为弥补炉子密封性问题，采用放热式和吸热式混合气。根据待处理件含量不同，混合气的混合比可以有所不同。使用这种混合气时必须十分谨慎，因为温度低于760℃时吸热式气氛和空气混合后会形成爆炸性气体。 退火工序中普遍使用的其他气氛包括吸热式气氛（基）类、氨分解气和真空气氛。在20世纪80年代热处理设备供应商更喜欢采用氮基气氛。其中部分原因是天然气和水成本的上升。氮气可与少量的添加物（如甲烷、丙烷、丙烯和一氧化碳）混合。 8.3 温度均匀性 退火失败的一个潜在原因是缺少炉内温度分布的知识。能够一次处理20吨钢件的退火炉并不罕见，在一些大型锻造车间，有的工件质量超过300吨 。炉子越大。保证温度均匀性越难，在钢的加热或冷却过程中改变温度也越难，炉子的热电偶可用于监测空间内上，下或载荷附近的温度，但这温度可能与钢件本身的温度相差30℃或更多，特别是当钢件装在管子或盒子中，或棒材、带材在静态气氛中密集装炉的情况下。当这些情况存在时，在加热和冷却过程中应该在棒材、锻件、线圈等载荷中放置热电偶监测温度分布，较好的操作是将热电偶通过点焊焊接到工件上或将热电偶放置在工件的钻孔中（嵌入式安装）。退火过程中调整炉子参数时应该参照这些热电偶的显示值，因为是它们与工件实际接触，而不是炉内热电偶。 8.4 负载均匀性 负载的均匀性受装炉方式的影响很大。例如在多区辊棒炉中对成捆棒料进行连续退火时，棒料每捆密度和每捆直径对整捆的温度均匀性和炉子的产能有很大影响。如图9 所示。成捆连续退火时，中间棒料比表面棒料在加热过程中的温度较高些，在冷却过程中温度又偏低一些。此外，较高的每捆密度提高了整捆的热传导率，其结果是相对较低每捆密度而言，较高每捆密度的整捆心部棒料温度更高，见图9 a) 。有趣的是当棒料打包成捆时，由于接触点和接触热阻的增加。固定捆扎直径和体积的条件下随棒料直径降低，心部棒料温度降低。这与我们直觉相反，因为在连续炉中对单根棒料退火时，随着棒料直径增加心部温度会降低。心部温度明显影响心部棒料的退火硬度，见图9 d) 。 实际生产中，为使设备产能最大化，可通过调整辊棒速度，每捆体积，每捆直径来优化操作。钢板卷材退火过程中可观察到载荷结构的影响，图10 a）表明了该现象。在钢板卷材直径固定的情况下，板材厚度的减小会导致与较低心部温度的接触点增加，进行周期退火时需要更长的退火周期。 由于非线性相变的影响，通过心部温度控制的常规退火操作具有一定的欺骗性。例如铝脱氧后的冷轧钢板周期退火时，由于沉淀，再结晶和晶粒长大间复杂的相互作用，加热速度对退火动力学影响显著，因此，可以通过降低加热速度来增加退火动力学，从而提高炉子的产能，见图10 b) 。这跟我们的直觉是相反的，因为通常加热段（速度）对炉子而言是有一定限制的，在工业退火操作中有一种倾向是使得加热速度最大化。 负载配置的众多可能性以及工业生产中调整相变动力学的复杂相互作用可以通过对退火操作的数学建模进行有效获取，其结果是显著改善质量和提高炉子产能。 ▲图9 表面和心部温度曲线的影响因素 a) 每捆密度 b) 每捆直径 c) 棒料直径 d) 温度分布对棒料心部硬度的影响 ▲图10 钢板卷材间歇式退火 a) 实际卷材直径一定，板材厚度减少会 使接触热阻增加，导致退火周期增加 b) 由于AIN沉淀、再结晶、晶粒长大的 相互作用，降低加热速度可 强化退火动力学 9 板材和带材的退火 按照加工材料的总重量数衡量，炼钢厂轧制产品中的板材和带材是退火应用的典型代表。因为这种退火处理使得材料适合后续加工（例如额外的冷轧或制造成零件）， 并且采用的温度一般低于A1 点，这样的操作用更为专业的名词亚温退火和工序间退火描述更恰当，虽然常规做法是使用不做任何限制的退火。 钢板产品的退火一般都是大规模的周期退火或连续退火。在周期退火炉中装载多种（4~5种）圆柱形冷轧钢卷，每卷外圆直径为Φ1.5~2.5m (4. 9~ 8. 2ft) , 内孔直径Φ为0.5~0.7m (1.6~2.30) , 宽度为1.0~1.4m (3. 3~4.60) , 质量为15~30t, 堆放在一个有循环风扇和冷却系统的基础平面上。钢卷用导流板隔开，便于气体循环，放置在圆柱形钢质炉罩内，并在还原性气氛中退，见图11 a) 。在过去几十年里，将纯氮气或氮气＋氢气用纯氢气替代，实现了将退火周期时间缩短了67％~75％， 这是因为氢气的热传导率是被替代气体的7倍，氢气的密度是被替代气体的1/14倍，见图11 b) 。周期退火中进行缓慢加热和冷却，以确保退火冷却沉淀的过程中所有的碳分解。这将获得良好的塑性，但是因为钢卷的外表面和内孔的加热（冷却）过程存在差异，有时会出现不均匀现象。 ▲图11 周期退火炉原理和冷 轧钢板周期退火温度曲线 a) 周期退火炉原理 b) 冷轧钢板周期退火温度曲线 相反，对于未卷曲的钢板可在几分钟之内通过两阶段式电炉的快速通道进行连续退火，见图12 a) 。在第一阶段，迅速将钢加热到退火温度，一般为675~850℃ (1250~1550℉）， 高于A1 温度并保温 1min，达到再结晶并限制品粒长大；在第二阶段，将钢逐渐冷却，固溶碳化物自铁素体相部分沉淀析出，或者以较高的初始冷却速度获得过饱和碳化物的铁素体，见图12 b) 。随后的过时效阶段增加了驱动力并促进了碳沉淀，防止退火钢板的应变时效。连续退火优于传统的周期退火，其优点包括：改进组织的均匀性、表面清洁度和外形，适合生产各种不同等级的钢。 ▲图12 连续退火炉原理和 典型的连续退火温度曲线 a) 连续退火炉原理 b) 典型的连续退火温度曲线 汽车用钢板需要高成形性能和深冲性能，以及较高的厚向异性系数 r 和高延展性。值为在纵向（L) 、横向（T) 、两个45° (A、B) 方向测量得到的压延性的平均值，因此，＝0. 25 (L+T+A45°+B45°) .另外，期望得到低强度和应变时效指数。 用热轧钢卷改制成冷轧板材和带材的常用方法是：酸洗去除氧化层，然后冷轧至要求的尺寸。通过冷轧工序可将热轧板厚度至少减少90%, 并且可以提高钢材的硬度和强度，但同时也大大降低其塑性。如果后续需要进行大量的冷加工，必须恢复钢材的塑性。 冷轧钢的退火一般将大量拉长的、冷加工后受压变形的铁素体转变成再结晶铁素体组织。图13 所示，为退火对低碳冷轧钢板显微组织的影响。其中图13 a）显示冷轧钢的未退火显微组织，与之对比是图13 b）、c）的部分再结晶显微组织和完全退火显微组织。在钢的加热期间，在退火周期保温阶段的第一段发生的第一个冶金过程是回复。在途一阶段，内部拉应力得到缓解（尽管显微组织细小的变化是显而易见的）， 塑性适当增加，强度轻微降低。 ▲图13 低碳钢板的退火组织 1000X a) 冷轧钢的未退火显微组织 b) 部分再结晶退火显微组织 c) 完全退火显微组织 当退火继续进行，再结晶现象发生，自拉长的晶粒中形成新的、更多的平衡铁素体晶粒。在再结品期间，强度迅速降低，同时塑性增加。进一步的保温引起新形成晶粒的长大并吞并其他晶粒，这称为晶粒长大，导致强度适当降低，同时塑性少许增加（但常常很有意义）。 大部分普通碳素钢可进行退火处理，但是为了促进完全再结晶，必须注意防止晶粒过分长大，因为这会导致成形件表面缺陷（如橘皮状表面缺陷）。 前面提到的冶金过程再结晶速度受化学成分和先前的退火影响。例如，少量的铝、钛、铌、钒和钼元素会降低再结晶速度，使得退火反应迟钝，从而需要更高的温度或更长的退火时间才能达到相同的效果。尽管有些元素通常是为改变钢板的一些特性而刻意添加的，如铝、钛、铌和钒，但也有一些可能是残余元素（如钼）， 对退火的影响很大。相反，更多的冷加工（更大的冷收缩）会加快退火反应。因此，不可能针对所有钢材制订单一的退火工艺，以获得一组特定的力学性能，因为同时受到化学成分和冷加工量的影响。 9.1 商用冲压和深冲钢 商业品质的普通碳钢是生产得最多的钢，其适合小变形量成形。冲压（DQ ) 钢板可获得更高的力学性能，限于有很大变形量的零件。特殊镇静冲压钢适合于大变形量成形生产。结构钢用于生产有指定的力学性能要求的零件，不同于前述三个等级的钢。 热轧后的卷曲温度和退火过程中的加热速度显著影响厚向异性系数 r （可理解为各向异性），有别于周期退火和连续退火。要求的周期退火的卷曲和退火温度分别小于600℃ (1100°F)和720℃ (1330°F) , 连续退火的卷曲和退火温度分别大于700℃ (1290℉）和850℃ (1560°F)。连续退火过程中，较高的卷曲温度可确保 AIN完全沉淀，使晶粒粗化并促进[111]型结构强化，获得高的产值。相反，后续的周期退火过程中，较低的卷曲温度会促进 AIN 沉淀，在缓慢加热的过程中相互作用并阻碍再结晶动力，从而获得理想的具有[111] 型结构的煎饼形晶粒结构和更好的深冲性能。此外，降低碳和锰的含量将使值显著增加。 对于在连续退火过程中有害的 AIN 微粒阻碍晶粒长大的现象可通添加硼来清除。可增加硼的添加量，直至硼氮比例达到理论配比水平，从而获得较低的强度，而不必借助于高的热轧卷温度。然而，添加了硼的产品具有很低的厚向异性系数值。 9.2 无间隙原子（IF ) 钢 无间隙原子钢就是适合深冲的薄钢板。在 IF 钢中，通过添加充分的碳化物／氮化物形成元素（通常是钛或铌），完全束缚碳和氮，从而消除间隙原子，再通过现代化的钢铁制造手段包括真空脱气，可以将其降至小于5x10E-5%的水平。 选择微合金化添加物（钛、铌或钛＋铌）和热轧卷生产会影响再结晶温度（即退火线上确保 100%再结晶的最低温度）和产品性能。大冷轧量（约80% ) 钢板采用偏高的卷曲温度将会降低再结晶温度，获得优良的冲压性能。为了促进晶粒长大和获得较高的后向异性系数 r 值，优先使用较高的退火温度。退火后的冷却速度不重要，也不需要过时效处理。因为以上这些原因，IF 钢是适合高成形性、连续退火、冷轧、热浸镀的理想钢材。 根据加工条件，IF 钢的力学性能范围如下： 1) 屈服强度：130~170MPa (19~25ksi) . 2) 总伸长率：40%~70%. 3) r值：1. 6~2. 2. 4) n值：0. 25~0. 28. 5) 可获得高达300MPa (43ksi) 的屈服强度，其方法是通过固溶磷、锰或硅来进行强化。 9.3 烘烤硬化钢 烘烤硬化是指在适当的烤漆烘干温度（125~180℃, 即 260~355℉）下由于碳应变时效导致屈服强度提高。烘烤硬化对抗拉强度基本没有影响。 普通碳钢连续退火过程中，因为主冷却速度的微调作用和过时效温度／时间确保环境应变时效后充分活化，最终碳的固溶度被限制在约少于10ppm 。然而，这一水平的碳固溶度足够实现烘烤硬化[175℃（350°F)]×20min , 屈服强度的增幅达50MPa （5ksi) 。 在双相钢中，马氏体（体积分数≤20%~30%) 抑制环境应变时效。相应地，更高碳固溶度和更高烘烤硬化的屈服强度都是可行的（≤90MPa或者13ksi) 。 在IF 钢中，如果满足以下条件就可产生烘烤硬化，导致强度增加： 1) 铌或铌＋钛元素，同时铌－碳原子比≤1 。 2) 连续退火线采用高温退火温度 [约850℃ （1560°F) ], 允许NbC部分脱溶沉淀。 3) 退火后以≤20℃/s (35°F/s) 的速度快速冷却 4) 不能过时效，防止碳二次沉淀。 另外，假如在热浸镀锌线加工，在浸镀温度和近似200℃ (400℉）间必须快速冷却，避免固溶碳如Fe3C沉淀。目前已公开报道的烘烤强化增幅是20~40MPa (3~6ksi) 。 9.4 固溶强化钢和微合金化高强度低合金钢 在固溶强化钢中，锰、磷和／或硅等合金添加是为了通过固溶置换提高强度；每添加0.1%锰，强度近似增加3MPa (0.4ksi) ; 每添加0.01%磷，强度近似增加7MPa (1ksi) ; 每添加0.1%硅强度近似增加8.5MPPa (1.2ksi) 。无论钢是周期退火或连续退火，这些元素的作用几乎相同。连续退火时，只需添加较少的合金元素即可达到要求的强度，其原因是存在较细的铁素体晶粒。产生较细晶粒的原因：第一是非常快的加热速度（对比周期退火）， 导致更多的形核，产生较细的晶粒尺寸；第二是较短的保温时间（≤1min) , 阻碍细的再结晶铁素体晶粒长大。连续退火温度曲线用于生产固溶强化钢，主要是再结晶退火以及随后的过时效，像在DQ钢或深冲钢（IF钢）中。 在微合金化的高强度低合金（HSLA ) 钢中，有微量的铌、钛或钒（一般优先使用铌）， 通过沉淀强化和晶粒细化可获得更高的强度。在连续退火工序， 微合金化的碳氮化合物颗粒能够提供有效的沉淀强化，因为短的退火时间可防止任何颗粒粗化。相反，周期退火时发生沉淀颗粒粗化，导致沉淀强化的强度显著下降，尽管沉淀颗粒在某种程度上有阻碍晶粒长大的作用。因此，针对相同的化学成分，采用连续退火可获得更高的屈服强度（见图14 ) 。 ▲图14 高强度低合金钢通过连续退火和周 期退火固溶强化后获得的强度等级对比 微合金化高强度低合金（HSLA ) 钢对热轧卷曲温度比较敏感，应优先选用低的卷曲温度，使沉淀强化达到最大值。HSLA 钢连续退火的加热曲线与固溶强化钢相似。但是因为铌、钛、钒组成的碳化物颗粒阻碍再结晶，HSLA钢需要更高的退火温度，以确保完全再结晶。 使用固溶强化和微合金化方法是可行的，实际的屈服强度范围为280~550MPa (40~80ksi) 。屈强比，即屈服强度与抗拉强度的比值，近似为0.8。与普通碳钢很像，这些钢也有烘烤硬化的特点。 9.5 双相钢 双相钢的非常独特之处在于其连续变形的屈服行为，这是因为在塑性变形过程中马氏体是位错的连续来源。大多数的其他低碳钢变形过程中屈服强度上升，需要平整或温轧提供位错的根源使得连续屈服变形。在许多成形操作中不希望钢有屈服点，因为成形过程中会形成吕德斯（Luders) 带（图15 ) , 损害表面质量。 ▲图15 拉伸成形件表面形成拉伸印记 （辐射状线）即吕德斯（Luders）带 双相钢退火包括在亚温区或两相区域（铁素体、奥氏体）加热保温，后续部分奥氏体转变成马氏休这些钢中的马氏体决定达到的高强度，特别是抗拉强度。为促进奥氏体向马氏体转变，需要控制淬透性的临界水平，其取决于冷却速度。低淬透性钢（降低钢中锰元素或钼、铬元素的含量）可以承受较高的冷却速度（图16 ) 。这些钢材一般在亚温区进行短期退火（一般＜5min) 后续快速冷却，其最终显微组织是铁素体基体上分布着体积分数为10%~20%的马氏体。连续退火工序非常适合生产双相钢板材。 ▲图16 从亚温温度开始的冷却速度对 形成双相钢所需锰质量分数的影响 连续退火线的亚温退火温度曲线决定了有很多种类型的双相钢。低淬透性钢最经济的生产方式是自亚温退火温度直接水淬，紧接着进行过时效处理，将马氏体回火。对高淬透性双相钢（高的锰和钼含量），可采用低温气淬生产并使用较低的过时效温度，完全马氏体钢可以通过退火和水淬获得。通常通过添加硼来促进马氏体转变。 9.6 薄片钢 薄片钢与冷轧薄钢板有别，其主要区别是前者更薄，板厚为0.13~0.38mm (0.005~0.015in)另外，为达到耐腐蚀的效果，往往需对薄片钢镀覆锡或铬、氧化铬涂层。用于生产单压延镀锡薄钢板的生产工序流程与冷轧钢板相似，也是包括酸洗、冷变形、退火、热轧卷的表面轧光。二次压延产品额外进行30%~40%变形量的冷轧再退火（这步代替表面轧光）。有成吨的薄片钢采用周期退火，还有相当大量的薄片钢采用连续退火（当前薄片钢比薄板材更多采用连续退火）。 因为传统的薄片钢生产设备是与板材生设备分开的，同时这些产品的应用也与冷轧板有别，所以薄片钢退火过程中获得改进的力学性能被单独定义。 表5 给出了一系列的状态定义。 表5 薄片钢产品状态定义 传统的马口铁（电镀锡薄钢板）连续退火线包括在650~700℃ (1200~1300℉）保温，后续缓慢地喷气冷却[～10℃/s(20℉/s) ]至环境温度。铝脱氧普通碳钢的T4 (洛氏硬度为61HR30T )和T5 (洛氏硬度为65HR30T ) 在这些线上生产。 在连续退火线上进行T2 (53HR30T )和T3 (57HR30T) 回火生产时，有必要控制一些化学元素和进行工艺改造。最佳碳的质量分数是0.02%~0.07%; 总的氮质量分数小于0.003%；热卷温度低于630℃ (1165℉）， 防止因为粗大碳化物存在而降低耐蚀性。自700℃ (1300°F) 快速冷却[40~70℃/s(70~125F/s)] , 随后在400~ 450℃ (750~840℉）保温60s过时效处理是必需的，可以降低溶解的碳浓度和硬度。此外，还可以借助高速喷气冷却系统达到快速冷却。 增强表面清洁度可以改善硬度分布和耐蚀性，马口铁采用连续退火比周期退火更有优势，可防止表面富含碳和锰导致的表面缺陷。 9.7 松卷退火 松卷退火在间歇炉中进行，包括松开冷轧卷，使得连续的层之间存在自由空间，从而允许可控气氛气体进入间隙，获得比紧紧缠绕的卷更快、更均匀的加热速度和冷却速度。另外，控制氢含量和气氛露点，可以建立脱碳退火条件。钢的碳含量可以降低至如搪瓷钢和电工钢的较低水平。 要退火的卷在有一个垂直芯棒的转盘上进行。卷之间有开口，在每层之间插入一个扭曲的隔离垫片。退火过程中保留这些垫片，当从炉内取出钢卷时再取走垫片。然后重新卷紧钢卷，为硬化冷轧做准备。 10 钢锻件的退火 通常对钢锻件进行退火的目的是利于后续的加工，一般是机加工或冷成形。退火的类型根据所涉及的由机加工和冷成形类型，加工量及材料类型等确定。对于一些工艺，要求必须是球化组织；而对于其他一些工艺，球化组织可能不是必需的甚至是不想要的。 10.1 提高锻件切削性能的退火 许多情况下，低碳钢锻件获得适合切削加工的组织可通过如下工艺处理获得：将锻件直接移至保持适当转变温度的炉内，并在该温度下保温足够长的时间，使得奥氏体完全转变，然后在空气中冷却。在这一过程中，有效的奥氏体化温度是终锻温度，不是始锻温度，这一过程能使得锻件均匀的截面产生均匀、合理的显微组织。然而，由于锻件某些部位的冷却速度比其他部位快，终锻温度的差异将导致显微组织的不一致。这种热处理工艺通常不会产生球化组织，除非是含有大量碳化物形成元素的高合金钢。然而，如果片状组织适合后续的加工，那么这一热处理工艺因工序和处理时间的减少可使电电耗最小化和降低成本。 许多情况下当产品的后续加工需要更加均匀的硬度时，对锻件可进行亚温退火，加热至低于Ae1 点10~20℃ (20~40°F) 之间，保温足够长的时间（由需要软化的程度决定）， 然后在空气（或等同介质）中冷却。需要注意的是温度必须低于Ae1 点，防止形成奥氏体，并且还需要较低的冷却速度。 对含有或没有显著合金元素的高碳钢锻件，其适合高速切削加工的组织一般是球化组织。有时可将高碳钢锻件直接转移至炉内进行转变，作为退火的准备步骤，同时这也是防止深度硬化钢零件产生裂纹可能性的一种方法，但很难获得令人满意的性能。绝大多数的高碳钢锻件的退火是在间歇炉或连续推盘炉中进行的。典型的间歇炉中 52100 钢球化热处理工艺如下： 1) 在790℃ (1450℉）奥氏体化并保温至少2h, 以17℃/h (30℉／s) 的冷却速度冷至595℃（1100℉）， 然后空冷。 2) 在790℃ (1450°F) 奥氏体化并保温至少2h, 快速 冷至750℃ (1380℉）， 然后以6℃/h（10℉／s) 的冷却速度冷至675℃ (1250℉）， 然后空冷。 3) 在790℃ (1450F) 奥氏体化并保温至少2h, 快速冷至690℃ (1275℉）， 然后在该温度下保持16h进行等温转变，然后空冷。 在所有情况下，工件必须分布式摆放，以提高加热和冷却均匀性；炉膛内必须辅助使用循环风扇，从而获得均匀的硬度和显微组织。 典型的钢质锻件连续退火炉包括5~6个区。在下一部分将给出一具体球化退火处理的例子。 10.2 进行冷成形和再成形锻件的退火 假如一钢质锻件或毛坯需要进一步的冷成形加工，则要软化以加强其塑性成形性能。一般而言，使用这种退火工艺仅是成形工序的需要，也就是说为了获得满意的尺寸、力学性能和刀具寿命，以及防止开裂和分层。虽然成功进行了多次中间退火处理，但对那些具有球化显微组织的零件，特别是高碳钢零件，采用冷成形效果最好。 在某工厂，5160 钢和 52100 钢在普通6区推盘炉成功进行球化退火。在此热处理工艺中，6个区的温度分别是 750℃ (1380°F)、750℃(1380°F)、705℃(1300°F)、695℃(1280°F)、695℃(1280°F)和680℃ (1260°F) 。每区的停留时间是 150min。 处理后的 5160 钢锻件的硬度是 170~190HB, 52100 钢锻件的硬度是175~195HB, 两个都适合冷冲压和温冲压加工。 在另一个冷成形工厂，15B35 钢，见图17 a) ，在连续式辊棒炉或罩式炉内的工艺主要取决于冷锻件操作的变形程度。连续炉是2区炉型，温度分别为750℃ (1380°F) 和695℃ (1280℉）， 在每区的退火时间为90~120min, 然后零件进入一水冷冷却床并在约260℃ (500℉）出炉，在这炉内只能获得部分球化组织（图3-43b) .假如需要获得接近完全球化组织，见图17 c) , 可使用罩式炉。一典型退火周期是：4500kg (100001b) 的工件在760℃ (1400°F)保温8h, 然后缓冷到675℃ (1250℉）然后快速冷却。 ▲图17 15B35钢的显微组织 a) 标准热轧态，显微组织是块 状珠光体，硬度为87-88HRB b) 在连续炉中退火得到部分球 化组织，硬度为81~82HRB c) 在罩式炉中获得接近完全球 化组织，硬度为77~78HRB 某一热处理厂在罩式炉上采用改进的工艺过程，即将 14000kg (31000lb) 的工件在765℃保温24h, 炉冷至675℃ (1250℉），在该温度保温16h,然后快速冷却。 低碳钢加热至接近A1 然后按控制的速度冷却至675℃ (1250°F) , 通过处理后通常能成功冷成形。在某工厂，5120 钢在 745℃ (1375℉）退火1~2h后缓慢冷却，已成功进行冷成形。大量的1008、1513、1524、8620和8720钢经720℃ (1325°F) 保温1~6h再缓慢冷却的退火处理工艺后，正在进行冷成形。成形变形程度、钢种和零件的加工史，决定了退火类型。间歇炉、连续推盘炉、连续网带炉成功用于低碳钢的这些类型的退火工艺。 任何零件中都有因冷成形或冲压工序而产生的较大的应力，因此应该进行某些去应力的处理。去应力处理一般是控制时间－温度整个过程（周期），并使硬度轻微下降。这些退火过程一般时间为1h，温度为425~675℃ (800~1250°F) 。 10.3 退火获得珠光体组织 对于锻件，特别是普通碳钢锻件和合金高碳钢锻件，为便于后续工序，优先选用等温退火，对钢而言就是感应淬火。例如，细片状珠光体组织中碳化物的分布为局部淬火优化控制提供很好的准备，可获得一种合理的机加工核心结构。 在间歇炉或连续炉中都可以进行等温退火，以获得细片状珠光体。但是，相对常规缓慢冷却的退火而言，等温退火需要更严格的温度控制和均匀性，这是因为需要获得特别的显微组织和硬度等级。在某工厂，连续式网带炉用于 1070 钢锻件的等温退火，锻件在845℃ (1550℉）下均匀加热30min, 冷却到 675℃ (1250°F) 并保持20min, 然后快速冷却，产生的显微组织基本上是细片状珠光体，硬度为19~228HBW 。硬度和组织可以通过调整转变湿度来调整。 11 线材和棒材的退火 重要的条、棒、线材经过热处理后可以降低硬度，并为后续的冷加工或机加工做准备，对于低碳钢（碳的质量分数≤0. 20%) , 短时的亚温退火可为后期的冷加工做好充分的准备。钢材如含较高碰和合金元素时则需要球化处理，以获得最好的塑性，绝大多数的碳钢和合金钢盘料制品都能成功地球化处理。周期式退火时，采用比常规退火更高的温度[如650℃（1200℉）]是有好处的，因为较高的加热温度可降低工件后续加热温度在A1~A3之间温度梯度。使用更高的温度也可以提升钢中碳化物的聚集，当工件的温度升高时可阻碍碳化物溶解进奥氏体中。转变完成时这些未溶解的碳化物比片状组织有利于形成球化组织。 炉内及工件的温度分布是获得良好的、一致的球化质量的重要因素。在间歇炉和真空炉中温度的分布和控制更严格，其可以处理的工件质量高达27t , 而连续炉可以处理的工件质量仅900~1800kg , 可以从一个区向另一区转移。在退火过程中测试热电偶应该放置在重要的工件上部、中间和底部。在球化处理中，冷却时应尽量减少形成珠光体，非常重要的是，确保整个载荷中不能有任何零件温度接近A3点。相反，假如因为热电偶的乱放使得温度仅仅稍高于A1并且温控不准确，就有可能出现温度低于A1点并且不能奥氏体化。 表6 给出了亚共析普通碳钢球化退火后典型的力学性能。亚共析合金钢片状和球状退火的推荐温度和时间见前面的表3 。 ▼表6 亚共析普通碳钢球化退火后典型的力学性能 之前的冷加工可提高球化程度，并使材料塑性增加。例如，轧制状态的 4037钢球化退火后的抗拉强度近似为515MPa (75ksi) 。假如先拔制材料（20%变形量）。然后进行球化退火（称作工序间球化退火）。最终的抗拉强度近似为470MPa (68ksi) 。 尽管先前的冷加工促进退火反应，但必须当心的是对碳的质量分数为0.20%或更低的冷加工普通碳钢进行球化退火。除非采用至少 20%的收缩变形量，球化处理后会观察到严重粗化的晶粒。这样的晶粒粗化是特定钢种应变和退火温度独特的关键组合作用的结果，可能严重损害后续的性能。 在钢丝行业，各种各样的工序间退火用于卷材，可获得适合后续加工的成形性能、拉伸性能，或者这些性能的组合。某大型线材工厂称当前使用42种退火工艺，其中大部分是实际问题和性能优化之间妥协的结果。例如，有时候使用的温度低于这些温度，使得钢丝恰当软化并防止钢丝卷材产生氧化皮（甚至在可控气氛中也会发生氧化）。及时轻微氧化也会使钢丝卷材缠绕并黏在一起，这将阻碍在后续操作过程中钢丝的回收卷曲。 在钢丝行业，有些用来描述工序间退火的术语是通用的，而另外一些术语是由一些特定工厂内发展而来的。这里不尝试一一列出或定义所有的具体的工艺名称。 在棒、线材行业，派登脱处理退火方式是独一无二的。这一工艺一般用于中碳钢和高碳钢。未卷曲的棒、线材相变为奥氏体化状态，然后在熔化的介质（一般是近似540℃ (1000℉）的熔融铅浴）中自A3 点快速冷却，保温一段时间完全转变成细珠光体组织。使用盐浴和流态床都能达到该目的。这种处理大幅度提高后续冷拔变形量，能够生产高强度钢丝。如果需要可采用连续拔制和派登脱处理步骤，以获得期望的尺寸和强度。 可在油加热炉、燃气炉、电炉中完成奥氏体化，也可在高温铅浴或盐浴中进行，或通过感应加热、直接电阻加热。作为铅浴淬火的替代方案，一般可以使用连续气冷。对比铅浴而言，气冷的成本低，但会产生粗片状珠光体和较多的先共析铁素体，从拔制高强度钢丝的角度考虑，这些组织是不可取的。 12 板材和管材的退火 对板状产品偶尔进行退火，其目的是便于成形或切削加工。板材一般采用亚温退火，而避免长时间退火。对大板进行退火时保持其足够的平整度是个很大的难题。 被称为机械油管的管状产品广泛应用于各种场合，其加工包含切削和成形加工。对于这些各种等级的钢材产品面言，退火是一种常规处理。绝大多数的退火使用亚温短时退火，从而将硬度降至期望的水平。高碳钢如 52100, 一般进行球化处理，便于切削加工。钢管厂里的钢管制品很少进行退火，这些产品一般在轧制态、正火态或淬火与回火态使用。 13 快速循环退火 整个退火过程由三段组成：加热、保温和冷却。根据工件的尺寸和转变的目的，可能有额外的保温段。尽管现代化的可编程序控制器和在线控制系统有重大进步，但是热处理过程中最少段数并没有变。在热处理操作过程中，这些现代化的控制系统使得大量的控制段数得以实施。 现已证明，用可控制的循环段代替传统的等温保温段来加速动力学转变是可能的。在循环热处理过程中，各种固态相变过程中已发现这种加速相变，包括再结晶、晶粒长大，等温淬火和钢的球化。对比传统的等温工序，见图18 a) 。循环工序的相变在很窄的温度范围内进行，温度在高温和低温之间以可控的方式循环，见图18 b) 。循环热处理过程中这种加速转变的动力学已作为一种新颖的方式降低了能源的消耗并增加了这些操作的产能。 ▲图16 常规的退火过程和循环退火过程 a) 带等温保温段的常规退火 b) 循环退火的保温段在可控 的频率和幅度内波动 铝脱氧钢的循环退火过程中，晶粒长大，退火在幅度为75~120℃ (250°F) 的两温度间进行，温度的变化频率是5~20℃/min (10~35°F/min) 。对比最高温度限制，循环退火加快了晶粒的长大，可能减少了15%的退火时间，同时能源消耗降低20% 。 需要指出的是，在循环退火过程中，循环频率都显著影响转变动力学。另外，存在振幅和频率最佳值，使得转变速度达到最高值。冷轧钢循买再结晶退火过程中，也可观察到相似现象。在上述工作中，这些结果可在额外的非等温组元速度方程的基础上建模和解释。 热模拟试验机试验精确地研究了贝氏体转变动力学，与传统的等温淬火相比，循环等温淬火过程加速了转变动力，时间节约高达80% 。有人发现对中碳钢采用约 Ac3 温度的循环球化退火处理会加快球化速度。 循环处理过程加速的动力归功于加热速度和温度逆转作用产生的非等温转变。可以假设的是在额外的热激发作用下，循环退火过程中额外的非等温激发对晶粒长大是有效的，随着加热速度的提高其量值提高。然而在循环退火中这种加速已被建模，建模的基础是非线性力驱动的亚稳定态下热激活后逃脱的过阻尼布朗粒子。这将引起额外的非等温组元，并按（约翰逊－梅尔－阿弗拉米－柯尔莫戈洛夫（Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov) 动力学模型中的速度常数进行。假设中提到的额外非等温激发在速率方程中是非等温术语。 循环退火过程中加速的转变动力可以被有效地使用，其方法是在等温温度以下用可控的循环波动温度代替恒温保温。循环处理中加速的转变动力将缩短整个退火工艺周期，结果是提高了生产率，因为整个工艺周期的缩短及炉内温度的降低实现了能源消耗的降低。在试验室条件下的循环退火优势被量化为：提高生产率10%~15%, 同时能源消耗降低15%~20%。必须指出的是循环退火工艺适合较小厚度和形状的零件。例如，它很容易实现薄板和管材的连续退火。然而，因为壁厚件如钢坯、棒材、周周退火的线材有热惰性，热（波动）周期可能不是十分有效。这项工作强调了非线性转变动力学的重要性。（文章来源：常州精密钢管博客网） |
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