國外對 “鋼的退火” 的認識及具體做法 值得學習收藏！

完全奧氏體化是什麼意思

退火是一個通用術語，整個過程包括加熱和適當溫度保溫及後續以恰當的冷卻速度冷卻，主要作用是軟化金屬材料。一般而言，退火在爐中加熱，但有時也用感應加熱，特別是需要有效地快速加熱產品情況，如鋼絲冷拔後的退火。

1 冶金學原理

一般來說，普通碳鋼經退火後形成鐵素體－珠光體的顯微組織（圖1 ） 。對鋼件進行退火處理的目的是便於冷加工或車加工、改善力學效能或電氣效能、提高尺寸穩定性。雖然沒有一種退火工藝能夠達到真正的平衡狀態，但可近似認為其達到平衡狀態，因此透過鐵碳相圖（圖2 ） 可以更好地理解退火工藝。

▲圖1 1040鋼完全退火後形成的

鐵素體－珠光體顯微組織

注：4%苦味酸加2%硝酸乙醇

腐蝕，原始放大倍數為500倍

為定義各種型別的退火，一般按轉變溫度和臨界溫度進行區分。

臨界溫度是開始轉變和完全轉變成形成奧氏體的溫度。鐵碳相圖（圖2 ） 中給出了平衡臨界溫度，即亞共析鋼的A1、A3點和過共析鋼的A1、Acm點。

必須指出的是，由於非平衡作用的影響，臨界冷卻溫度Ar1、Ar3 和Arcm （其後綴 “r ” 是表示法語單詞 refroidissement， 意思是冷卻）低於相應的A1、Ar3 和Arcm平衡溫度；而加熱溫度Ac1、Ac3 和Accm（字尾 “c” 麥示法文單詞 chauffage，意思是加熱） 高於相應的Ar1、Ar3 和Arcm平衡溫度。各種合金元素顯著影響這些臨界溫度，如鉻元素可提高共析溫度A1， 錳元素可降低共析溫度A1 。有公式可以根據鋼實際化學成分可以計算出臨界溫度上限和臨界溫度下限。

2 退火工藝

實際上，退火是按照工藝的具體目的、加熱溫度、冷卻方法來劃分的。最高溫度可能有幾種情況：低於臨界溫度下限A1 （亞溫退火）；高於亞共析鋼的A1 但低於臨界溫度上限A3 ， 或低於過共析鋼的Acm （不完全退火）；或者高於A3（完全退火）。圖2 中已做出相關說明。

因為溫度高於A1 時會產生奧氏體，轉變過程中的冷卻是獲得期望的顯微組織和效能的關鍵因素。相對應地，將鋼件加熱至高於A1 點，再經過連續緩冷或在稍低於A1下的等溫熱處理，可在合適的時間內轉變成期望的顯微組織。在適當的條件下，兩次或多次退火可組合使用，以便獲得期望的結果。是否成功退火取決於正確選擇和控制熱處理過程，有其特定的冶金學原理。

▲圖2 附加完全退火、中間退

火球化退火區域的鐵碳相圖

2.1 亞溫退火

亞溫退火與奧氏體的形成無關。鋼件的先前狀態因熱啟用作用而發生改變。熱啟用工序包括回覆、再結晶、晶粒長大和碳化物聚集。鋼件先前狀態是很重要的因素。

在軋製或鍛造的亞共析鋼中有鐵素體和珠光體，透過亞溫退火可以調整這兩種組分的硬度，但是需要在某一溫度下保持較長時間，使基體軟化。對於硬化和冷加工鋼材，再結晶很容易形成新的鐵素體晶粒，而亞溫退火是最有效的處理方法。退火的加熱溫度越接近A1 ， 軟化速度越快。從亞溫退火溫度開始的冷卻基本不影響已經形成的顯微組織和最終效能。

2.2 不完全退火

當鋼的溫度超過A1 時，奧氏體開始形成。接近A1 溫度時，碳的溶解度突然增大（接近1%） 。對於亞共析鋼而言，A1 和A3 溫度之間進行不完全退火加熱時其平衡組織為鐵素體和奧氏體，當退火加熱溫度高於A3 時，組織變成單一的奧氏體。然而，不能在瞬間得到鐵素體和奧氏體的混合平衡組織。圖3 所示，為普通共析碳鋼奧氏體化速度與溫度的關係。

▲圖3 普通共析碳鋼奧氏體化速度與溫度的關係

注：採用 875℃ （1610℉）正火後，原始組織

為細片狀珠光體。圖中左側第一條線顯示珠光

體開始消失，第二條線為珠光體最終消失線第

三條線為碳物最終消失線第四條線為碳濃度梯

度最終消失線

未溶解碳化物可能存在，特別是奧氏體化溫度時間較短或加熱溫度接近A1 ， 導致奧氏體不均勻。在過共析鋼中，在A1 和Acm 兩相溫度區加熱，碳化物和奧氏體會共存，奧氏體的均勻性取決於時間和溫度。影響組織均勻性的奧氏體化溫度是影響退火組織和效能的一個重大因素。更高的奧氏體化溫度下可獲得更均勻的組織，便於冷卻時形成片狀碳化物組織。處於兩相區的低奧氏體溫度下獲得不太均勻的奧氏體，便於形成球狀碳化物。

鋼加熱至高於A1 溫度時轉變成奧氏體，當緩慢冷卻至低於A1 溫度時重新轉變成鐵素體和碳化物。奧氏體分解速度和形成片狀還是球狀碳化物，主要取決於轉變溫度。如果奧氏體轉變略低於A1 溫度，則分解緩慢，轉變產物究竟是粗球狀碳化物還是粗片狀珠光體，取決於鋼的化學成分和奧氏體化溫度，該轉變產物很軟。但是，如果要獲得最大限度的柔軟度，那麼在等溫熱處理中需要在低於A1 下保持較長時間，以獲得低的轉變速率，或者是連續冷卻時採用非常緩慢的冷卻速度。如果想在最短時間內獲得期望的組織結構和硬度，等溫處理比連續緩慢冷卻更有效。但有時，合適的退火裝置或退火鋼件的質量要求使得連續緩冷成為唯一可行的選擇。所以，等溫退火併不適合所有場合。

當轉變溫度下降時，奧氏體通常迅速分解，轉變產物更硬，也更多地呈片狀，相對於在A1 時的轉變產物更細。在較低的轉變溫度下，轉變產物變成更硬的鐵素體和碳化物的混合物，因此可能會使完成等溫轉變的時間進一步增加。

目前已發表的很多鋼種的奧氏體等溫轉變或連續轉變圖。這些等溫轉變和連續轉變圖有助於特定鋼種的退火熱處理工藝設計。但是，因為大多數出版的轉變圖只表達了完全奧氏體化轉變，以及相對均勻的狀態，而這並不是退火中理想的或能獲取的狀態，因此其應用受到了限制。

在連續退火過程中，不完全退火是獲得兩相和三相顯微組織的一種調節手段，最終獲得的顯微組織為鐵素體基體上分佈著島狀馬氏體。根據溶解在奧氏體中的合金成分和冷卻條件不同，奧氏體可能不會完全轉變，其顯微組織為鐵素體基體上分佈馬氏體或殘留奧氏體。

2.2.1 轉變後的冷卻

奧氏體完全轉變後，當冷卻到室溫時會發生一些冶金學結果。特別緩慢的冷

卻可能會導致碳化物聚集，結果是進一步軟化鋼材，但其效果不及高溫轉變。因此，當轉變完成後沒有特別的原因要求緩慢冷卻，可將鋼材自轉變溫度進行快速冷卻，便於減少總時間，也便於操作。如果已經使用緩慢連續冷卻，冷卻時需要控制的最終溫度由鋼的轉變特點決定。然而，因為鋼的質量或需要防止氧化等實際問題，奧氏體轉變結束後仍然需要爐中緩慢冷卻。

2.2.2 原始組織的影響

原始組織的碳化物越細或分佈越均勻，在高於A1 溫度下的奧氏體形成速度越快，並接近完全均勻化。因此，原始組織會影響退火反應。當想在退火組織中獲得球狀碳化物時，有時會在低於A1 溫度以下預熱，使得碳化物聚集，目的是阻礙或者說防止其在後續加熱過程中溶解進奧氏體。奧氏體轉變時，未溶碳化物的存在或奧氏體中的濃度差促使形成球狀碳化物，而不是片狀碳化物。預熱促進球化的方法主要用在亞共析鋼，但對某些過共析低合金鋼也有效。

2.3 超臨界或完全退火

一般的退火工藝是將亞共析鋼加熱至高於臨界溫度上限（A3 ） ， 以獲得完全奧氏體化組織，這種工藝稱為完全退火。對於亞共析鋼（碳的質量分數小於0。 77%） ， 超臨界退火（也就是在A3 溫度以上） 發生在奧氏體區域（在退火溫度下加熱鋼完全奧氏體化）。然而對於過共析鋼（碳的質量分數大於0。 77%） ， 退火發生在高於A1 溫度，這是雙相奧氏體－滲碳體區域。圖3 中顯示了疊加在鐵碳相圖上的完全退火溫度範圍。一般來說，對於亞共析鋼而言高於A3 溫度50℃ （100℉）， 對於過共析鋼而言高於A1 溫度50℃ （100℉）的退火溫度是恰當的。

奧氏體化時間和完全退火鋼。過共析鋼在奧氏體化溫度下保持較長時間可以變得特別軟。雖然在奧氏體化溫度下的保溫時間可能對實際硬度僅有一點點影響（如從 241HBW 到 229HBW 的變化）， 但主要還是對切削效能和冷成形效能影響大。

對於過共析鋼而言，因為奧氏體中殘餘碳化物是逐漸聚集長大的，所以進行長時間的奧氏體化是有效的。較粗的碳化物有利於獲得較軟的最終產物。對於低碳鋼而言，當溫度高於A1 時，碳化物變得不穩定，並可能溶解進入奧氏體，雖然溶解速度可能很慢。

對於近似於共析成分的鋼，如果奧氏體化較長時間，通常會形成片狀轉變產物。在稍高於A1 溫度下的長時間保溫，其溶解碳化物和消除碳濃度差的效果與高溫短時保溫效果一致。

3 退火指南

佩森（Payson） 整合先前討論的冶金學原理總結出以下7條規則，這些規則可以作為制訂成功、有效的退火工藝方案的指南：

規則1： 退火後完全均勻奧氏體化鋼轉變為完全片狀珠光體組織，但是不均勻奧氏體化鋼轉變成近球狀退火碳化物。

規則2： 通常使鋼最軟的方法是在不高於A1 溫度以上55℃ （100℉）奧氏體化，並在低於A1 溫度以下55℃ （100℉）進行轉變。

規則3:

因為低於A1 溫度以下55℃ （100℉）完全轉變需要非常長的時間，因此允許絕大多數的轉變在更高的溫度下進行，形成較軟的產物，然後在低溫下完成轉變，這樣完全轉變的時間會較短。

規則4:

鋼奧氏體化後，迅速冷至轉變溫度可以縮短退火週期。

規則5:

鋼完全轉變後，在該轉變溫度下已形成需的顯微組織和硬度，然後使其迅速冷至室溫， 可以縮短退火總時間。

規則6:

為確保碳的質量分數為0。 70%~0。 90%的工具鋼和其他低合金中碳鋼退火後產生較少的片狀珠光體，通常在奧氏體化和轉變前低於下臨界溫度A1 約28℃ （50℉）預熱幾小時。

規則7:

對於過共析合金工具鋼、為獲得最低退火硬度，在奧氏體化溫度加熱較長時間（約10~15h） 、然後按照前述方法進行轉變。

在掌握了臨界溫度和轉變特徵的同時進行等溫轉變處理是可行時，可以最有效地運用這些規則。

4 退火溫度

從實踐意義上說，大部分退火是根據經驗來操作進行的。對於許多退火應用，可以簡單地定義為鋼在爐內從指定的退火溫度（奧氏體化溫度）冷卻。表1中給出了小尺寸碳鋼鍛件完全退火的溫度和硬度，表2中給出了合金鋼的推薦退火溫度（爐冷）和硬度。

▼表1 小尺寸碳鋼鍛件完全退火的溫度和硬度

▼表2 合金鋼的推薦退火溫度（爐冷）和硬度

表2 中給出了加熱工藝中形成珠光體組織的奧氏體化溫度上限值。當使用較低的溫度時，獲得的組織主要是球狀組織。

當某一合金鋼需要透過退火後獲得特定的顯微組織，則需要更高控溫和退火冷卻控制精度：表3中提供了合金鋼的推薦退火溫度和時間。

▼表3 合金鋼的推薦退火溫度和時間

透過等溫退火獲得珠光體組織時，特別是對於鍛件，所選擇的奧氏體化溫度幾乎比表3 中的數居要高出70℃， 其目的就是縮短奧氏體化時間。

對於表3 中的大多數鋼進行退火時，可以將先加熱至奧氏體化溫度，然後按控制的冷卻速度在爐中冷卻，或者迅速冷卻並保持在低溫下進行等轉變。兩種工藝可得到幾乎相同的硬度，但是等溫轉變需要的時間明顯更短。

5 球化退火

進行球化退火的主要目的是提高鋼材的冷成形效能，提高過共析鋼和工具鋼的切削加工效能。冷成形時希望鋼的組織為球化組織，因為它可降低材料流動阻力。流動阻力由鐵素體和碳化物的比例和分佈決定。鐵素體強度取決於晶粒尺寸、一些鐵素體強化合金新增元素（如矽或錳）、冷卻速度。形成碳化物是片狀珠光體還是球狀珠光體會從根本上影響鋼的成形效能。

鋼材可以球化，也就是說透過加熱和冷卻後在鐵索體基休上產生球狀碳化物。圖4 所示為1040 鋼在700℃下保溫 21h 後獲得的球化組織。

▼圖4 1040鋼在700℃下保溫21h 後獲得的球化組織

注：4%苦味酸乙醇腐蝕，放大倍數為1000倍

可透過以下方法進行球化：

1） 延長低於Ae1 溫度下的保溫時間。

2） 在高於Ac1和低於Ar1兩溫度之間交替加熱和冷卻。

3） 加熱至稍高於Ac1 溫度，然後在爐中緩慢冷卻或在稍低於Ar1 溫度下保溫。

4） 在所有碳化物溶解的最低溫度以合適的冷卻速度冷卻、防止形成網狀碳化物。然後按第一或第二個方法重新加熱（適用於含有碳化物同狀的過共析鋼）。

應該注意的是，很難建立與臨界溫度一致的下標。在討論延長保溫時間的加熱時，臨界溫度是平衡溫度Ae1， 和Ae3。在討論未指定速度和未指定保溫時間的加熱冷卻時，技術術語變得更隨意。

圖3 中顯示了亞共析鋼和過共析鋼球化退火的溫度範圍。採用這些方法的球化率取決於原始組織，而最好的原始組織是碳化物細小彌散的淬火組織。亞溫球化處理前的冷加工也會增加球化退火時的反應速度。

圖5 所示為圖1 中1040鋼原始組織對球化的影響。其中，圖5 a）所示為原始組織是馬氏體的1040鋼在700℃ （1290°F） 保溫 21h 後的球化狀態，圖5 b）所示為原始組織是鐵素體－珠光體的1040鋼在同樣的溫度下保溫相同的時間後的球化狀態。原始組織為馬氏體的1040鋼已發生球化時，而原始組織為鐵素體－珠光體顯微組織的同種鋼材才剛開始球化。

▲圖5 1040鋼原始顯微組織對球化的影響

a） 原始組織為馬氏體（淬火態）

b） 原始組織為鐵素體－珠光體（完全退火態）

注：球化溫度700℃ （1290下）下保溫21h

4%苦味酸乙醇加 2%硝酸乙醇腐蝕

放大倍數為1000倍

圖6 所示為在700℃ （1290°F）下保溫 200h後，原始組織為鐵素體－珠光體的鋼已完成球化轉變，但仍可看到存在少量的珠光體區域。

▲圖6 原始組織為鐵素體－珠光體的1040鋼

在700℃ （1290°F） ×200h的球化狀態

注：4%苦味酸腐蝕，放大倍率為1000倍

對於完全球化退火，奧氏體化溫度一般採用稍高於Ac1 或介於Ac1 和Ac3 之間的溫度。假如採用稍高於Ac1 的溫度，為得到正確的結果，裝置必須有良好的載入特性和準確的溫度控制功能；否則，有可能達不到Ac1 ， 就不會發生奧氏體化。

低碳鋼很少球化處理後用於車削加工，因為球化後的這類鋼過於軟和黏，切削時會產生長尺寸、高韌性的切屑。當對低碳鋼進行球化處理時，一般是用於大變形量的加工。例如，當1020 鋼管透過兩遍或三遍冷拔成形時，將鋼材每次冷拔後在690℃（1275℉） 下保溫 0。 5~1h 退火後可獲得球化組織。退火後的產品最終硬度近似為163HBW。這種狀態的管子在後續冷成形工序中，可以承受大變形量。

正如許多其他型別的熱處理，球化退火後的硬度取決於鋼材中碳和合金的含量。提高碳或合金含量，或二者同時提高，其結果是球化退火硬度提高，通常為163~212HBW （表3 ）。轉變後變形不僅顯著加速了球化的動力性，而且導致更高的球化等級。

人們注意到，分散在奧氏體相上的細碳化物依靠珠光體反應或離異共析轉變（DET ） 可引起共析轉變。雖然這兩種方法已經在相當長的一段時間為人們知曉，但是，大多數的工業球化退火工藝仍是利用珠光體反應進行的。最近一直強調的是，根據轉變時間，離異共析轉變（DET ） 方法更為有效。已經證實的是，對於過共析鋼，在較低的奧氏體化溫度和緩慢的冷卻速度（對於52100鋼奧氏體化溫度低於830℃或1525℉，冷卻速度低於500℃/h或900°F/h） 下，DET方法比珠光體反應方法更能推進共析轉變。在離異共析轉變反應中，先前存在的碳化物顆粒依靠來自奧氏體中的碳的擴散直接長大，導致最終轉變產物為鐵素體基體上的球狀碳化物。採用常規連續冷卻法或利用珠光體型轉變的等溫球化退火法，退火時間為10~16h， 而採用離異共析轉變（DET ） 方法球化可在1h內完成，結果是明顯節能，同時提高了爐子的生產率。同時，新增鉻元素可減小碳化物尺寸，而新增錳元素會加快珠光體型轉變。最近的研究顯示，按照相應的奧氏體化溫度和時間，可透過新增鉻元素來擴大離異共析轉變（DET ） 。

6 工序間退火

隨著冷加工過程中鋼的硬度上升、塑性降低，冷加工變得困難，所以需要對材料進行退火，以恢復塑性。這種處理工藝步驟之間的退火稱為工序間退火，或者稱為簡單的中間退火。它可能包括任何適當的處理過程。然而在大多數情況下，進行亞（臨界）溫處理就足夠了，而且其成本低。術語 “工序間退火” 通常指工序間的亞（臨界）溫退火。

圖7 所示為工序間退火溫度區間的鐵碳相圖。通常有必要針對衝壓、頂衝、擠壓等冷成形件制訂工序間退火。對於熱加工的高碳鋼和合金鋼也需要進行工序間退火，防止其開裂，使其軟化，以適合剪下、車削或校直。

▲圖7 工序間退火溫度區間的鐵碳相圖

工序間退火一般工藝為加熱至低於Ac1 的某一溫度、保溫適當的時間、然後冷卻（通常在空氣中冷卻）。在大多數情況下，加熱溫度一般低於Ac1 點10~20℃ （20~40℉）， 是形成顯微組織、硬度和力學效能的最佳組合。溫度控制是必需的，但僅僅是為了防止將材料加熱超過Ac1 溫度而達不到退火的目的。

當工序間退火僅僅用於軟化材料以適合進行冷鋸和冷剪下時，採用的加熱溫度一般低於Ac1 ， 沒必要進行精密控制。

在鋼絲行業，工序間退火可用作鋼絲拉拔至稍大於最終要求尺寸和拉拔至最終尺寸兩工序間的中間處理。如此製成的鋼絲稱為工序間退火鋼絲。工序間退火也用於將鋼絲製品充分軟化以適合於劇烈的鐓鍛，以及拉拔那些無法直接從熱軋棒料拔制而成的小尺寸低碳鋼和中碳鋼鋼絲。某些材料因為它的成分或尺寸（或兩者）， 採用工序間退火比球化退火可獲得更令人滿意的效果，這是因為球化退火後的材料缺少塑性或不滿足物理效能要求而不能拉拔至最終尺寸。對工序間冷剪下的材料進行工序間退火可提高剪切面的塑性，使剪切面適合下一步的加工。

7 適合機加工的退火組織

根據可加工性，不同顯微組織和硬度的組合是非常重要的。如圖8 所示，部分球化的5160鋼軸車削時比退火後的同種鋼（珠光體組織，硬度稍高）的刀具磨損量更少、表面質量更好。基於許多觀察可得不同碳含量的切削鋼的最佳顯微組織，見表4 。

▲圖8 部分球化組織對錶面質量的影響，以

及對後續車削5160鋼所用刀具壽命的影響

a） 退火（珠光體組織，硬度為241

HBW）車加工8件後法蘭表面質量

b） 磨削刃口間隔時間 （ 壽命 min ）

c） 部分球化顯微組織（硬度為 180

HBW） ，車加工123件後的表面質量

▼表4 不同含碳量的鋼切削加工時的最佳顯微組織

機加工型別也是一個影響因素。例如，某一齒輪由5160鋼管制成，兩道機加工包括在自動滾齒機上加工和拉削齒槽。全部球化的材料最適合搓齒操作，但是珠光體組織更適合拉削。因此，半球化組織被證明是折中的選擇。

半球化組織可以透過在較低的溫度下奧氏體化，然後以高於獲得珠光體組織時的冷卻速度冷卻來獲得。獲得前面提及的5160 鋼管半球化組織的工藝是加熱至790℃ （1450℉） ， 然後以28℃/h （50°F/h） 的冷卻速度冷至650℃ （1200F） 。對於這種鋼，在大約775℃ （1425°F） 溫度下奧氏體化的結果是獲得更多的球化組織和較少的珠光體。

相對1095和52100等高碳鋼而言，中碳鋼更難完全球化。如果缺少過量的碳化物形核和促進球化反應，在實際操作中從珠光體獲得完全自由的球化組織相當困難。

較低的碳含量，組織由鐵素體基體和粗片狀珠光體組成的材料是最適合機加工的。對於某些合金鋼，可以透過將鋼加熱至高於Ac3 點，形成一種粗奧氏體晶粒，然後在Ar1 點以下保持，來獲得粗片狀珠光體。這個過程有時稱為迴圈退火或片狀退火。例如，鍛造的 4620 鋼齒輪在五區爐中被迅速加熱至980℃， 然後在一水冷區冷至625~640℃ （1160~180℉） ， 然後在該溫度下保持120~150min 。最終組織為鐵素體基體上分佈著粗片狀珠光體，硬度可達到 140~160HBW 。

8 工業生產中的退火

8.1 爐型

退火爐主要有兩種基本型別：間歇爐和連續爐。對於這兩類爐，可根據其配置、使用燃料型別、加熱方式、爐內負載透過方式或支撐方式進一步細分。另外選擇爐型時需考慮的因素有成本、退火週期型別、需要的氣氛、需要退火零件的物理待性。然而，在很多情況下是根據可用的裝置選擇退火工藝的。

對於大型鍛件等間歇爐是必要的，而且對於少量特定零件或某一等級的鋼件、需要較長退火週期的較複雜合金鋼件，該裝置往往是首選，特定型別的間歇爐有臺車式如，箱式爐，罩式爐和井式護，在罩式爐中退火可產生最好的球化效果（接近100%），然而，使用罩式爐退火時週期較長，根據退火材料等級和載荷尺寸不同退火週期為24-48h。

連續爐，如輥棒爐，轉底爐，推杆爐，都是同一鋼號大量產品的理想退火裝置，這些爐子可以設計成多個獨立區域，使得工件被連續不斷地加熱到指定溫度，在指定溫度下保溫，按要求的速度冷卻 。但是，連續爐一般不能達到完全球化的效果，也不能用於需要大變形量冷成形的產品。

8.2 爐內氣氛

使用空氣氣氛的電爐和使用燃燒產物氣氛的燃氣爐、不能透過控制完全避免鋼件的氧化。通常認為在做清潔或光亮退火時，只有使用獨立於燃料的氣氛才能獲得滿意的效果。使用可控氣氛可以避免退火過程中的過度氧化。可控氣氛的氣體和氣體混合物由待處理材料、處理溫度、零件表面要求決定。防止脫碳也是選擇退火氣氛時需要考慮的非常重要的因素。

廣泛用於保護氣氛退火的氣體是放熱式氣體，這種氣體價格低廉，原料是現成的，而且獲得的效果比較令人滿意，碳氫類氣體。如天然氣、丙烷， 丁烷和焦媒氣，一般在放熱式氣體發生器中燃燒，產生自維持、燃燒放熱反應，常用的放熱式混合氣氛（體積分數）包含 15%H2，10%CO， 5% CO2 ， 1% CH4 和69%N2 ， 這種氣體用於冷軋低碳鋼帶材的光亮退火。但用它處理中碳鋼和高碳鋼時會脫碳，因

為其含有二氧化碳和水蒸氣。毛坯或螺桿類的球化退火中的脫碳量需嚴格控制。只要爐子有良好的密封性，低露點的放熱式氣氛可防止鋼脫碳，許多熱處理裝置供應商為彌補爐子密封性問題，採用放熱式和吸熱式混合氣。根據待處理件含量不同，混合氣的混合比可以有所不同。使用這種混合氣時必須十分謹慎，因為溫度低於760℃時吸熱式氣氛和空氣混合後會形成爆炸性氣體。

退火工序中普遍使用的其他氣氛包括吸熱式氣氛（基）類、氨分解氣和真空氣氛。在20世紀80年代熱處理裝置供應商更喜歡採用氮基氣氛。其中部分原因是天然氣和水成本的上升。氮氣可與少量的新增物（如甲烷、丙烷、丙烯和一氧化碳）混合。

8.3 溫度均勻性

退火失敗的一個潛在原因是缺少爐內溫度分佈的知識。能夠一次處理20噸鋼件的退火爐並不罕見，在一些大型鍛造車間，有的工件質量超過300噸 。爐子越大。保證溫度均勻性越難，在鋼的加熱或冷卻過程中改變溫度也越難，爐子的熱電偶可用於監測空間內上，下或載荷附近的溫度，但這溫度可能與鋼件本身的溫度相差30℃或更多，特別是當鋼件裝在管子或盒子中，或棒材、帶材在靜態氣氛中密集裝爐的情況下。當這些情況存在時，在加熱和冷卻過程中應該在棒材、鍛件、線圈等載荷中放置熱電偶監測溫度分佈，較好的操作是將熱電偶透過點焊焊接到工件上或將熱電偶放置在工件的鑽孔中（嵌入式安裝）。退火過程中調整爐子引數時應該參照這些熱電偶的顯示值，因為是它們與工件實際接觸，而不是爐內熱電偶。

8.4 負載均勻性

負載的均勻性受裝爐方式的影響很大。例如在多區輥棒爐中對成捆棒料進行連續退火時，棒料每捆密度和每捆直徑對整捆的溫度均勻性和爐子的產能有很大影響。如圖9 所示。成捆連續退火時，中間棒料比表面棒料在加熱過程中的溫度較高些，在冷卻過程中溫度又偏低一些。此外，較高的每捆密度提高了整捆的熱傳導率，其結果是相對較低每捆密度而言，較高每捆密度的整捆心部棒料溫度更高，見圖9 a） 。有趣的是當棒料打包成捆時，由於接觸點和接觸熱阻的增加。固定捆紮直徑和體積的條件下隨棒料直徑降低，心部棒料溫度降低。這與我們直覺相反，因為在連續爐中對單根棒料退火時，隨著棒料直徑增加心部溫度會降低。心部溫度明顯影響心部棒料的退火硬度，見圖9 d） 。 實際生產中，為使裝置產能最大化，可透過調整輥棒速度，每捆體積，每捆直徑來最佳化操作。鋼板卷材退火過程中可觀察到載荷結構的影響，圖10 a）表明了該現象。在鋼板卷材直徑固定的情況下，板材厚度的減小會導致與較低心部溫度的接觸點增加，進行週期退火時需要更長的退火週期。

由於非線性相變的影響，透過心部溫度控制的常規退火操作具有一定的欺騙性。例如鋁脫氧後的冷軋鋼板週期退火時，由於沉澱，再結晶和晶粒長大間複雜的相互作用，加熱速度對退火動力學影響顯著，因此，可以透過降低加熱速度來增加退火動力學，從而提高爐子的產能，見圖10 b） 。這跟我們的直覺是相反的，因為通常加熱段（速度）對爐子而言是有一定限制的，在工業退火操作中有一種傾向是使得加熱速度最大化。

負載配置的眾多可能性以及工業生產中調整相變動力學的複雜相互作用可以透過對退火操作的數學建模進行有效獲取，其結果是顯著改善質量和提高爐子產能。

▲圖9 表面和心部溫度曲線的影響因素

a） 每捆密度 b） 每捆直徑 c） 棒料直徑

d） 溫度分佈對棒料心部硬度的影響

▲圖10 鋼板卷材間歇式退火

a） 實際卷材直徑一定，板材厚度減少會

使接觸熱阻增加，導致退火週期增加

b） 由於AIN沉澱、再結晶、晶粒長大的

相互作用，降低加熱速度可

強化退火動力學

9 板材和帶材的退火

按照加工材料的總重量數衡量，鍊鋼廠軋製產品中的板材和帶材是退火應用的典型代表。因為這種退火處理使得材料適合後續加工（例如額外的冷軋或製造成零件）， 並且採用的溫度一般低於A1 點，這樣的操作用更為專業的名詞亞溫退火和工序間退火描述更恰當，雖然常規做法是使用不做任何限制的退火。

鋼板產品的退火一般都是大規模的週期退火或連續退火。在週期退火爐中裝載多種（4~5種）圓柱形冷軋鋼卷，每卷外圓直徑為Φ1。5~2。5m （4。 9~ 8。 2ft） ， 內孔直徑Φ為0。5~0。7m （1。6~2。30） ， 寬度為1。0~1。4m （3。 3~4。60） ， 質量為15~30t， 堆放在一個有迴圈風扇和冷卻系統的基礎平面上。鋼卷用導流板隔開，便於氣體迴圈，放置在圓柱形鋼質爐罩內，並在還原性氣氛中退，見圖11 a） 。在過去幾十年裡，將純氮氣或氮氣＋氫氣用純氫氣替代，實現了將退火週期時間縮短了67％~75％， 這是因為氫氣的熱傳導率是被替代氣體的7倍，氫氣的密度是被替代氣體的1/14倍，見圖11 b） 。週期退火中進行緩慢加熱和冷卻，以確保退火冷卻沉澱的過程中所有的碳分解。這將獲得良好的塑性，但是因為鋼卷的外表面和內孔的加熱（冷卻）過程存在差異，有時會出現不均勻現象。

▲圖11 週期退火爐原理和冷

軋鋼板週期退火溫度曲線

a） 週期退火爐原理 b） 冷軋鋼板週期退火溫度曲線

相反，對於未捲曲的鋼板可在幾分鐘之內透過兩階段式電爐的快速通道進行連續退火，見圖12 a） 。在第一階段，迅速將鋼加熱到退火溫度，一般為675~850℃ （1250~1550℉）， 高於A1 溫度並保溫 1min，達到再結晶並限制品粒長大；在第二階段，將鋼逐漸冷卻，固溶碳化物自鐵素體相部分沉澱析出，或者以較高的初始冷卻速度獲得過飽和碳化物的鐵素體，見圖12 b） 。隨後的過時效階段增加了驅動力並促進了碳沉澱，防止退火鋼板的應變時效。連續退火優於傳統的週期退火，其優點包括：改進組織的均勻性、表面清潔度和外形，適合生產各種不同等級的鋼。

▲圖12 連續退火爐原理和

典型的連續退火溫度曲線

a） 連續退火爐原理

b） 典型的連續退火溫度曲線

汽車用鋼板需要高成形效能和深衝效能，以及較高的厚向異性係數 r 和高延展性。值為在縱向（L） 、橫向（T） 、兩個45° （A、B） 方向測量得到的壓延性的平均值，因此，＝0。 25 （L+T+A45°+B45°） 。另外，期望得到低強度和應變時效指數。

用熱軋鋼卷改制成冷軋板材和帶材的常用方法是：酸洗去除氧化層，然後冷軋至要求的尺寸。透過冷軋工序可將熱軋板厚度至少減少90%， 並且可以提高鋼材的硬度和強度，但同時也大大降低其塑性。如果後續需要進行大量的冷加工，必須恢復鋼材的塑性。

冷軋鋼的退火一般將大量拉長的、冷加工後受壓變形的鐵素體轉變成再結晶鐵素體組織。圖13 所示，為退火對低碳冷軋鋼板顯微組織的影響。其中圖13 a）顯示冷軋鋼的未退火顯微組織，與之對比是圖13 b）、c）的部分再結晶顯微組織和完全退火顯微組織。在鋼的加熱期間，在退火週期保溫階段的第一段發生的第一個冶金過程是回覆。在途一階段，內部拉應力得到緩解（儘管顯微組織細小的變化是顯而易見的）， 塑性適當增加，強度輕微降低。

▲圖13 低碳鋼板的退火組織 1000X

a） 冷軋鋼的未退火顯微組織

b） 部分再結晶退火顯微組織

c） 完全退火顯微組織

當退火繼續進行，再結晶現象發生，自拉長的晶粒中形成新的、更多的平衡鐵素體晶粒。在再結品期間，強度迅速降低，同時塑性增加。進一步的保溫引起新形成晶粒的長大併吞並其他晶粒，這稱為晶粒長大，導致強度適當降低，同時塑性少許增加（但常常很有意義）。

大部分普通碳素鋼可進行退火處理，但是為了促進完全再結晶，必須注意防止晶粒過分長大，因為這會導致成形件表面缺陷（如橘皮狀表面缺陷）。

前面提到的冶金過程再結晶速度受化學成分和先前的退火影響。例如，少量的鋁、鈦、鈮、釩和鉬元素會降低再結晶速度，使得退火反應遲鈍，從而需要更高的溫度或更長的退火時間才能達到相同的效果。儘管有些元素通常是為改變鋼板的一些特性而刻意新增的，如鋁、鈦、鈮和釩，但也有一些可能是殘餘元素（如鉬）， 對退火的影響很大。相反，更多的冷加工（更大的冷收縮）會加快退火反應。因此，不可能針對所有鋼材制訂單一的退火工藝，以獲得一組特定的力學效能，因為同時受到化學成分和冷加工量的影響。

9.1 商用衝壓和深衝鋼

商業品質的普通碳鋼是生產得最多的鋼，其適合小變形量成形。衝壓（DQ ） 鋼板可獲得更高的力學效能，限於有很大變形量的零件。特殊鎮靜衝壓鋼適合於大變形量成形生產。結構鋼用於生產有指定的力學效能要求的零件，不同於前述三個等級的鋼。

熱軋後的捲曲溫度和退火過程中的加熱速度顯著影響厚向異性係數 r （可理解為各向異性），有別於週期退火和連續退火。要求的週期退火的捲曲和退火溫度分別小於600℃ （1100°F）和720℃ （1330°F） ， 連續退火的捲曲和退火溫度分別大於700℃ （1290℉）和850℃ （1560°F）。連續退火過程中，較高的捲曲溫度可確保 AIN完全沉澱，使晶粒粗化並促進［111］型結構強化，獲得高的產值。相反，後續的週期退火過程中，較低的捲曲溫度會促進 AIN 沉澱，在緩慢加熱的過程中相互作用並阻礙再結晶動力，從而獲得理想的具有［111］ 型結構的煎餅形晶粒結構和更好的深衝效能。此外，降低碳和錳的含量將使值顯著增加。

對於在連續退火過程中有害的 AIN 微粒阻礙晶粒長大的現象可通新增硼來清除。可增加硼的新增量，直至硼氮比例達到理論配比水平，從而獲得較低的強度，而不必藉助於高的熱軋卷溫度。然而，添加了硼的產品具有很低的厚向異性係數值。

9.2 無間隙原子（IF ) 鋼

無間隙原子鋼就是適合深衝的薄鋼板。在 IF 鋼中，透過新增充分的碳化物／氮化物形成元素（通常是鈦或鈮），完全束縛碳和氮，從而消除間隙原子，再透過現代化的鋼鐵製造手段包括真空脫氣，可以將其降至小於5x10E-5%的水平。

選擇微合金化新增物（鈦、鈮或鈦＋鈮）和熱軋卷生產會影響再結晶溫度（即退火線上確保 100%再結晶的最低溫度）和產品效能。大冷軋量（約80% ） 鋼板採用偏高的捲曲溫度將會降低再結晶溫度，獲得優良的衝壓效能。為了促進晶粒長大和獲得較高的後向異性係數 r 值，優先使用較高的退火溫度。退火後的冷卻速度不重要，也不需要過時效處理。因為以上這些原因，IF 鋼是適合高成形性、連續退火、冷軋、熱浸鍍的理想鋼材。

根據加工條件，IF 鋼的力學效能範圍如下：

1） 屈服強度：130~170MPa （19~25ksi） 。

2） 總伸長率：40%~70%。

3） r值：1。 6~2。 2。

4） n值：0。 25~0。 28。

5） 可獲得高達300MPa （43ksi） 的屈服強度，其方法是透過固溶磷、錳或矽來進行強化。

9.3 烘烤硬化鋼

烘烤硬化是指在適當的烤漆烘乾溫度（125~180℃， 即 260~355℉）下由於碳應變時效導致屈服強度提高。烘烤硬化對抗拉強度基本沒有影響。

普通碳鋼連續退火過程中，因為主冷卻速度的微調作用和過時效溫度／時間確保環境應變時效後充分活化，最終碳的固溶度被限制在約少於10ppm 。然而，這一水平的碳固溶度足夠實現烘烤硬化［175℃（350°F）］×20min ， 屈服強度的增幅達50MPa （5ksi） 。

在雙相鋼中，馬氏體（體積分數≤20%~30%） 抑制環境應變時效。相應地，更高碳固溶度和更高烘烤硬化的屈服強度都是可行的（≤90MPa或者13ksi） 。

在IF 鋼中，如果滿足以下條件就可產生烘烤硬化，導致強度增加：

1） 鈮或鈮＋鈦元素，同時鈮－碳原子比≤1 。

2） 連續退火線採用高溫退火溫度 ［約850℃ （1560°F） ］， 允許NbC部分脫溶沉澱。

3） 退火後以≤20℃/s （35°F/s） 的速度快速冷卻

4） 不能過時效，防止碳二次沉澱。

另外，假如在熱浸鍍鋅線加工，在浸鍍溫度和近似200℃ （400℉）間必須快速冷卻，避免固溶碳如Fe3C沉澱。目前已公開報道的烘烤強化增幅是20~40MPa （3~6ksi） 。

9.4 固溶強化鋼和微合金化高強度低合金鋼

在固溶強化鋼中，錳、磷和／或矽等合金新增是為了透過固溶置換提高強度；每新增0。1%錳，強度近似增加3MPa （0。4ksi） ； 每新增0。01%磷，強度近似增加7MPa （1ksi） ； 每新增0。1%矽強度近似增加8。5MPPa （1。2ksi） 。無論鋼是週期退火或連續退火，這些元素的作用幾乎相同。連續退火時，只需新增較少的合金元素即可達到要求的強度，其原因是存在較細的鐵素體晶粒。產生較細晶粒的原因：第一是非常快的加熱速度（對比周期退火）， 導致更多的形核，產生較細的晶粒尺寸；第二是較短的保溫時間（≤1min） ， 阻礙細的再結晶鐵素體晶粒長大。連續退火溫度曲線用於生產固溶強化鋼，主要是再結晶退火以及隨後的過時效，像在DQ鋼或深衝鋼（IF鋼）中。

在微合金化的高強度低合金（HSLA ） 鋼中，有微量的鈮、鈦或釩（一般優先使用鈮）， 透過沉澱強化和晶粒細化可獲得更高的強度。在連續退火工序， 微合金化的碳氮化合物顆粒能夠提供有效的沉澱強化，因為短的退火時間可防止任何顆粒粗化。相反，週期退火時發生沉澱顆粒粗化，導致沉澱強化的強度顯著下降，儘管沉澱顆粒在某種程度上有阻礙晶粒長大的作用。因此，針對相同的化學成分，採用連續退火可獲得更高的屈服強度（見圖14 ） 。

▲圖14 高強度低合金鋼透過連續退火和周

期退火固溶強化後獲得的強度等級對比

微合金化高強度低合金（HSLA ） 鋼對熱軋捲曲溫度比較敏感，應優先選用低的捲曲溫度，使沉澱強化達到最大值。HSLA 鋼連續退火的加熱曲線與固溶強化鋼相似。但是因為鈮、鈦、釩組成的碳化物顆粒阻礙再結晶，HSLA鋼需要更高的退火溫度，以確保完全再結晶。

使用固溶強化和微合金化方法是可行的，實際的屈服強度範圍為280~550MPa （40~80ksi） 。屈強比，即屈服強度與抗拉強度的比值，近似為0。8。與普通碳鋼很像，這些鋼也有烘烤硬化的特點。

9.5 雙相鋼

雙相鋼的非常獨特之處在於其連續變形的屈服行為，這是因為在塑性變形過程中馬氏體是位錯的連續來源。大多數的其他低碳鋼變形過程中屈服強度上升，需要平整或溫軋提供位錯的根源使得連續屈服變形。在許多成形操作中不希望鋼有屈服點，因為成形過程中會形成呂德斯（Luders） 帶（圖15 ） ， 損害表面質量。

▲圖15 拉伸成形件表面形成拉伸印記

（輻射狀線）即呂德斯（Luders）帶

雙相鋼退火包括在亞溫區或兩相區域（鐵素體、奧氏體）加熱保溫，後續部分奧氏體轉變成馬氏休這些鋼中的馬氏體決定達到的高強度，特別是抗拉強度。為促進奧氏體向馬氏體轉變，需要控制淬透性的臨界水平，其取決於冷卻速度。低淬透性鋼（降低鋼中錳元素或鉬、鉻元素的含量）可以承受較高的冷卻速度（圖16 ） 。這些鋼材一般在亞溫區進行短期退火（一般＜5min） 後續快速冷卻，其最終顯微組織是鐵素體基體上分佈著體積分數為10%~20%的馬氏體。連續退火工序非常適合生產雙相鋼板材。

▲圖16 從亞溫溫度開始的冷卻速度對

形成雙相鋼所需錳質量分數的影響

連續退火線的亞溫退火溫度曲線決定了有很多種型別的雙相鋼。低淬透性鋼最經濟的生產方式是自亞溫退火溫度直接水淬，緊接著進行過時效處理，將馬氏體回火。對高淬透性雙相鋼（高的錳和鉬含量），可採用低溫氣淬生產並使用較低的過時效溫度，完全馬氏體鋼可以透過退火和水淬獲得。通常透過新增硼來促進馬氏體轉變。

9.6 薄片鋼

薄片鋼與冷軋薄鋼板有別，其主要區別是前者更薄，板厚為0。13~0。38mm

（0。005~0。015in）另外，為達到耐腐蝕的效果，往往需對薄片鋼鍍覆錫或鉻、氧化鉻塗層。用於生產單壓延鍍錫薄鋼板的生產工序流程與冷軋鋼板相似，也是包括酸洗、冷變形、退火、熱軋卷的表面軋光。二次壓延產品額外進行30%~40%變形量的冷軋再退火（這步代替表面軋光）。有成噸的薄片鋼採用週期退火，還有相當大量的薄片鋼採用連續退火（當前薄片鋼比薄板材更多采用連續退火）。

因為傳統的薄片鋼生產裝置是與板材生裝置分開的，同時這些產品的應用也與冷軋板有別，所以薄片鋼退火過程中獲得改進的力學效能被單獨定義。

表5 給出了一系列的狀態定義。

表5 薄片鋼產品狀態定義

傳統的馬口鐵（電鍍錫薄鋼板）連續退火線包括在650~700℃ （1200~1300℉）保溫，後續緩慢地噴氣冷卻［～10℃/s（20℉/s） ］至環境溫度。鋁脫氧普通碳鋼的T4 （洛氏硬度為61HR30T ）和T5 （洛氏硬度為65HR30T ） 在這些線上生產。

在連續退火線上進行T2 （53HR30T ）和T3 （57HR30T） 回火生產時，有必要控制一些化學元素和進行工藝改造。最佳碳的質量分數是0。02%~0。07%； 總的氮質量分數小於0。003%；熱卷溫度低於630℃ （1165℉）， 防止因為粗大碳化物存在而降低耐蝕性。自700℃ （1300°F） 快速冷卻［40~70℃/s（70~125F/s）］ ， 隨後在400~ 450℃ （750~840℉）保溫60s過時效處理是必需的，可以降低溶解的碳濃度和硬度。此外，還可以藉助高速噴氣冷卻系統達到快速冷卻。

增強表面清潔度可以改善硬度分佈和耐蝕性，馬口鐵採用連續退火比周期退火更有優勢，可防止表面富含碳和錳導致的表面缺陷。

9.7 松卷退火

松卷退火在間歇爐中進行，包括鬆開冷軋卷，使得連續的層之間存在自由空間，從而允許可控氣氛氣體進入間隙，獲得比緊緊纏繞的卷更快、更均勻的加熱速度和冷卻速度。另外，控制氫含量和氣氛露點，可以建立脫碳退火條件。鋼的碳含量可以降低至如搪瓷鋼和電工鋼的較低水平。

要退火的卷在有一個垂直芯棒的轉盤上進行。卷之間有開口，在每層之間插入一個扭曲的隔離墊片。退火過程中保留這些墊片，當從爐內取出鋼卷時再取走墊片。然後重新卷緊鋼卷，為硬化冷軋做準備。

10 鋼鍛件的退火

通常對鋼鍛件進行退火的目的是利於後續的加工，一般是機加工或冷成形。退火的型別根據所涉及的由機加工和冷成形型別，加工量及材料型別等確定。對於一些工藝，要求必須是球化組織；而對於其他一些工藝，球化組織可能不是必需的甚至是不想要的。

10.1 提高鍛件切削效能的退火

許多情況下，低碳鋼鍛件獲得適合切削加工的組織可透過如下工藝處理獲得：將鍛件直接移至保持適當轉變溫度的爐內，並在該溫度下保溫足夠長的時間，使得奧氏體完全轉變，然後在空氣中冷卻。在這一過程中，有效的奧氏體化溫度是終鍛溫度，不是始鍛溫度，這一過程能使得鍛件均勻的截面產生均勻、合理的顯微組織。然而，由於鍛件某些部位的冷卻速度比其他部位快，終鍛溫度的差異將導致顯微組織的不一致。這種熱處理工藝通常不會產生球化組織，除非是含有大量碳化物形成元素的高合金鋼。然而，如果片狀組織適合後續的加工，那麼這一熱處理工藝因工序和處理時間的減少可使電電耗最小化和降低成本。

許多情況下當產品的後續加工需要更加均勻的硬度時，對鍛件可進行亞溫退火，加熱至低於Ae1 點10~20℃ （20~40°F） 之間，保溫足夠長的時間（由需要軟化的程度決定）， 然後在空氣（或等同介質）中冷卻。需要注意的是溫度必須低於Ae1 點，防止形成奧氏體，並且還需要較低的冷卻速度。

對含有或沒有顯著合金元素的高碳鋼鍛件，其適合高速切削加工的組織一般是球化組織。有時可將高碳鋼鍛件直接轉移至爐內進行轉變，作為退火的準備步驟，同時這也是防止深度硬化鋼零件產生裂紋可能性的一種方法，但很難獲得令人滿意的效能。絕大多數的高碳鋼鍛件的退火是在間歇爐或連續推盤爐中進行的。典型的間歇爐中 52100 鋼球化熱處理工藝如下：

1） 在790℃ （1450℉）奧氏體化並保溫至少2h， 以17℃/h （30℉／s） 的冷卻速度冷至595℃（1100℉）， 然後空冷。

2） 在790℃ （1450°F） 奧氏體化並保溫至少2h， 快速 冷至750℃ （1380℉）， 然後以6℃/h（10℉／s） 的冷卻速度冷至675℃ （1250℉）， 然後空冷。

3） 在790℃ （1450F） 奧氏體化並保溫至少2h， 快速冷至690℃ （1275℉）， 然後在該溫度下保持16h進行等溫轉變，然後空冷。

在所有情況下，工件必須分散式擺放，以提高加熱和冷卻均勻性；爐膛內必須輔助使用迴圈風扇，從而獲得均勻的硬度和顯微組織。

典型的鋼質鍛件連續退火爐包括5~6個區。在下一部分將給出一具體球化退火處理的例子。

10.2 進行冷成形和再成形鍛件的退火

假如一鋼質鍛件或毛坯需要進一步的冷成形加工，則要軟化以加強其塑性成形效能。一般而言，使用這種退火工藝僅是成形工序的需要，也就是說為了獲得滿意的尺寸、力學效能和刀具壽命，以及防止開裂和分層。雖然成功進行了多次中間退火處理，但對那些具有球化顯微組織的零件，特別是高碳鋼零件，採用冷成形效果最好。

在某工廠，5160 鋼和 52100 鋼在普通6區推盤爐成功進行球化退火。在此熱處理工藝中，6個區的溫度分別是 750℃ （1380°F）、750℃（1380°F）、705℃（1300°F）、695℃（1280°F）、695℃（1280°F）和680℃ （1260°F） 。每區的停留時間是 150min。 處理後的 5160 鋼鍛件的硬度是 170~190HB， 52100 鋼鍛件的硬度是175~195HB， 兩個都適合冷衝壓和溫衝壓加工。

在另一個冷成形工廠，15B35 鋼，見圖17 a） ，在連續式輥棒爐或罩式爐內的工藝主要取決於冷鍛件操作的變形程度。連續爐是2區爐型，溫度分別為750℃ （1380°F） 和695℃ （1280℉）， 在每區的退火時間為90~120min， 然後零件進入一水冷冷卻床並在約260℃ （500℉）出爐，在這爐內只能獲得部分球化組織（圖3-43b） 。假如需要獲得接近完全球化組織，見圖17 c） ， 可使用罩式爐。一典型退火週期是：4500kg （100001b） 的工件在760℃ （1400°F）保溫8h， 然後緩冷到675℃ （1250℉）然後快速冷卻。

▲圖17 15B35鋼的顯微組織

a） 標準熱軋態，顯微組織是塊

狀珠光體，硬度為87-88HRB

b） 在連續爐中退火得到部分球

化組織，硬度為81~82HRB

c） 在罩式爐中獲得接近完全球

化組織，硬度為77~78HRB

某一熱處理廠在罩式爐上採用改進的工藝過程，即將 14000kg （31000lb） 的工件在765℃保溫24h， 爐冷至675℃ （1250℉），在該溫度保溫16h，然後快速冷卻。

低碳鋼加熱至接近A1 然後按控制的速度冷卻至675℃ （1250°F） ， 透過處理後通常能成功冷成形。在某工廠，5120 鋼在 745℃ （1375℉）退火1~2h後緩慢冷卻，已成功進行冷成形。大量的1008、1513、1524、8620和8720鋼經720℃ （1325°F） 保溫1~6h再緩慢冷卻的退火處理工藝後，正在進行冷成形。成形變形程度、鋼種和零件的加工史，決定了退火型別。間歇爐、連續推盤爐、連續網帶爐成功用於低碳鋼的這些型別的退火工藝。

任何零件中都有因冷成形或衝壓工序而產生的較大的應力，因此應該進行某些去應力的處理。去應力處理一般是控制時間－溫度整個過程（週期），並使硬度輕微下降。這些退火過程一般時間為1h，溫度為425~675℃ （800~1250°F） 。

10.3 退火獲得珠光體組織

對於鍛件，特別是普通碳鋼鍛件和合金高碳鋼鍛件，為便於後續工序，優先選用等溫退火，對鋼而言就是感應淬火。例如，細片狀珠光體組織中碳化物的分佈為區域性淬火最佳化控制提供很好的準備，可獲得一種合理的機加工核心結構。

在間歇爐或連續爐中都可以進行等溫退火，以獲得細片狀珠光體。但是，相對常規緩慢冷卻的退火而言，等溫退火需要更嚴格的溫度控制和均勻性，這是因為需要獲得特別的顯微組織和硬度等級。在某工廠，連續式網帶爐用於 1070 鋼鍛件的等溫退火，鍛件在845℃ （1550℉）下均勻加熱30min， 冷卻到 675℃ （1250°F） 並保持20min， 然後快速冷卻，產生的顯微組織基本上是細片狀珠光體，硬度為19~228HBW 。硬度和組織可以透過調整轉變溼度來調整。

11 線材和棒材的退火

重要的條、棒、線材經過熱處理後可以降低硬度，併為後續的冷加工或機加工做準備，對於低碳鋼（碳的質量分數≤0。 20%） ， 短時的亞溫退火可為後期的冷加工做好充分的準備。鋼材如含較高碰和合金元素時則需要球化處理，以獲得最好的塑性，絕大多數的碳鋼和合金鋼盤料製品都能成功地球化處理。週期式退火時，採用比常規退火更高的溫度［如650℃（1200℉）］是有好處的，因為較高的加熱溫度可降低工件後續加熱溫度在A1~A3之間溫度梯度。使用更高的溫度也可以提升鋼中碳化物的聚集，當工件的溫度升高時可阻礙碳化物溶解進奧氏體中。轉變完成時這些未溶解的碳化物比片狀組織有利於形成球化組織。

爐內及工件的溫度分佈是獲得良好的、一致的球化質量的重要因素。在間歇爐和真空爐中溫度的分佈和控制更嚴格，其可以處理的工件質量高達27t ， 而連續爐可以處理的工件質量僅900~1800kg ， 可以從一個區向另一區轉移。在退火過程中測試熱電偶應該放置在重要的工件上部、中間和底部。在球化處理中，冷卻時應儘量減少形成珠光體，非常重要的是，確保整個載荷中不能有任何零件溫度接近A3點。相反，假如因為熱電偶的亂放使得溫度僅僅稍高於A1並且溫控不準確，就有可能出現溫度低於A1點並且不能奧氏體化。

表6 給出了亞共析普通碳鋼球化退火後典型的力學效能。亞共析合金鋼片狀和球狀退火的推薦溫度和時間見前面的表3 。

▼表6 亞共析普通碳鋼球化退火後典型的力學效能

之前的冷加工可提高球化程度，並使材料塑性增加。例如，軋製狀態的 4037鋼球化退火後的抗拉強度近似為515MPa （75ksi） 。假如先拔製材料（20%變形量）。然後進行球化退火（稱作工序間球化退火）。最終的抗拉強度近似為470MPa （68ksi） 。

儘管先前的冷加工促進退火反應，但必須當心的是對碳的質量分數為0。20%或更低的冷加工普通碳鋼進行球化退火。除非採用至少 20%的收縮變形量，球化處理後會觀察到嚴重粗化的晶粒。這樣的晶粒粗化是特定鋼種應變和退火溫度獨特的關鍵組合作用的結果，可能嚴重損害後續的效能。

在鋼絲行業，各種各樣的工序間退火用於卷材，可獲得適合後續加工的成形效能、拉伸效能，或者這些效能的組合。某大型線材工廠稱當前使用42種退火工藝，其中大部分是實際問題和效能最佳化之間妥協的結果。例如，有時候使用的溫度低於這些溫度，使得鋼絲恰當軟化並防止鋼絲卷材產生氧化皮（甚至在可控氣氛中也會發生氧化）。及時輕微氧化也會使鋼絲卷材纏繞並黏在一起，這將阻礙在後續操作過程中鋼絲的回收捲曲。

在鋼絲行業，有些用來描述工序間退火的術語是通用的，而另外一些術語是由一些特定工廠內發展而來的。這裡不嘗試一一列出或定義所有的具體的工藝名稱。

在棒、線材行業，派登脫處理退火方式是獨一無二的。這一工藝一般用於中碳鋼和高碳鋼。未捲曲的棒、線材相變為奧氏體化狀態，然後在熔化的介質（一般是近似540℃ （1000℉）的熔融鉛浴）中自A3 點快速冷卻，保溫一段時間完全轉變成細珠光體組織。使用鹽浴和流態床都能達到該目的。這種處理大幅度提高後續冷拔變形量，能夠生產高強度鋼絲。如果需要可採用連續拔制和派登脫處理步驟，以獲得期望的尺寸和強度。

可在油加熱爐、燃氣爐、電爐中完成奧氏體化，也可在高溫鉛浴或鹽浴中進行，或透過感應加熱、直接電阻加熱。作為鉛浴淬火的替代方案，一般可以使用連續氣冷。對比鉛浴而言，氣冷的成本低，但會產生粗片狀珠光體和較多的先共析鐵素體，從拔制高強度鋼絲的角度考慮，這些組織是不可取的。

12 板材和管材的退火

對板狀產品偶爾進行退火，其目的是便於成形或切削加工。板材一般採用亞溫退火，而避免長時間退火。對大板進行退火時保持其足夠的平整度是個很大的難題。

被稱為機械油管的管狀產品廣泛應用於各種場合，其加工包含切削和成形加工。對於這些各種等級的鋼材產品面言，退火是一種常規處理。絕大多數的退火使用亞溫短時退火，從而將硬度降至期望的水平。高碳鋼如 52100， 一般進行球化處理，便於切削加工。鋼管廠裡的鋼管制品很少進行退火，這些產品一般在軋製態、正火態或淬火與回火態使用。

13 快速迴圈退火

整個退火過程由三段組成：加熱、保溫和冷卻。根據工件的尺寸和轉變的目的，可能有額外的保溫段。儘管現代化的可編程式控制器和線上控制系統有重大進步，但是熱處理過程中最少段數並沒有變。在熱處理操作過程中，這些現代化的控制系統使得大量的控制段數得以實施。

現已證明，用可控制的迴圈段代替傳統的等溫保溫段來加速動力學轉變是可能的。在迴圈熱處理過程中，各種固態相變過程中已發現這種加速相變，包括再結晶、晶粒長大，等溫淬火和鋼的球化。對比傳統的等溫工序，見圖18 a） 。迴圈工序的相變在很窄的溫度範圍內進行，溫度在高溫和低溫之間以可控的方式迴圈，見圖18 b） 。迴圈熱處理過程中這種加速轉變的動力學已作為一種新穎的方式降低了能源的消耗並增加了這些操作的產能。

▲圖16 常規的退火過程和迴圈退火過程

a） 帶等溫保溫段的常規退火

b） 迴圈退火的保溫段在可控

的頻率和幅度內波動

鋁脫氧鋼的迴圈退火過程中，晶粒長大，退火在幅度為75~120℃ （250°F） 的兩溫度間進行，溫度的變化頻率是5~20℃/min （10~35°F/min） 。對比最高溫度限制，迴圈退火加快了晶粒的長大，可能減少了15%的退火時間，同時能源消耗降低20% 。

需要指出的是，在迴圈退火過程中，迴圈頻率都顯著影響轉變動力學。另外，存在振幅和頻率最佳值，使得轉變速度達到最高值。冷軋鋼循買再結晶退火過程中，也可觀察到相似現象。在上述工作中，這些結果可在額外的非等溫組元速度方程的基礎上建模和解釋。

熱模擬試驗機試驗精確地研究了貝氏體轉變動力學，與傳統的等溫淬火相比，迴圈等溫淬火過程加速了轉變動力，時間節約高達80% 。有人發現對中碳鋼採用約 Ac3 溫度的迴圈球化退火處理會加快球化速度。

迴圈處理過程加速的動力歸功於加熱速度和溫度逆轉作用產生的非等溫轉變。可以假設的是在額外的熱激發作用下，迴圈退火過程中額外的非等溫激發對晶粒長大是有效的，隨著加熱速度的提高其量值提高。然而在迴圈退火中這種加速已被建模，建模的基礎是非線性力驅動的亞穩定態下熱啟用後逃脫的過阻尼布朗粒子。這將引起額外的非等溫組元，並按（約翰遜－梅爾－阿弗拉米－柯爾莫戈洛夫（Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov） 動力學模型中的速度常數進行。假設中提到的額外非等溫激發在速率方程中是非等溫術語。

迴圈退火過程中加速的轉變動力可以被有效地使用，其方法是在等溫溫度以下用可控的迴圈波動溫度代替恆溫保溫。迴圈處理中加速的轉變動力將縮短整個退火工藝週期，結果是提高了生產率，因為整個工藝週期的縮短及爐內溫度的降低實現了能源消耗的降低。在試驗室條件下的迴圈退火優勢被量化為：提高生產率10%~15%， 同時能源消耗降低15%~20%。必須指出的是迴圈退火工藝適合較小厚度和形狀的零件。例如，它很容易實現薄板和管材的連續退火。然而，因為壁厚件如鋼坯、棒材、週週退火的線材有熱惰性，熱（波動）週期可能不是十分有效。這項工作強調了非線性轉變動力學的重要性。（文章來源：常州精密鋼管部落格網）