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钢丝的热处理(含派登脱处理)
钢丝的热处理(一)日期：2010 年 8 月 10 日 11:40 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。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 1 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 2 (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 3、1 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。(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 0.40～1.0μ m，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 0.1～0.40μ m，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 0.1μ m，需 要用放大倍率更高的电子显微镜才能看清片层结构。(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；在较低温度 下形成的贝氏体呈针状，叫下贝氏体，如图 7。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。(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，故称为针状马氏体；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 6。(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。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。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 1临界点符号 A C D E G S 温度，℃ 27
含碳量，% 0 4.3 6.69 2.11 0 0.77 纯铁的熔点 共晶点 ,Lc 渗碳体的熔点 碳在 γ Fe 中的最大溶解度 纯铁的同素异构转变点(A3) α 铁 共析点(A1) As P(F+Fe3C) γ 铁 A+Fe3C 物 理 含 义铁-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。(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 (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。合金钢的等温转变曲线形状可分为 5 种基本类型， 见图 15。 1 种曲线 第 （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 20Cr2Ni4WA、 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。图 15 合金的典型等温转变曲线 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。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：4 （1）点缺陷：包括空位、间隙原子的数量和分布、置Q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M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 5 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， 9Cr18、 如 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+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、 等） Cr 代替， 形成合金渗碳体(Fe?Me)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)或托氏体(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、能承受的极限减面率大；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，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～Bz），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 Bz 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，贝氏体转变温度范围大约是 120℃，Bz 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， 多在 315～375℃之间。 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～Mz）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 5珠光体转变 转变类型 转变温度范围 扩散性 生核、长大与 领先相 共格性 高温转变(Ar1～550℃) 铁原子与碳原子均扩散 生核、长大，一般以渗碳体 为领先相 无共格性 中温转变(500℃～Ms) 碳原子扩散、铁原子不扩散 生核、长大，一般以铁素体 为领先相 有共格性，产生表面浮凸 两相组织 组成相 两相组织 γ -Fe(C)→α - Fe+ Fe3C γ -Fe(C)→α - Fe(C)+ Fe3C (约 350℃以上) γ -Fe(C)→α - Fe(C)+ FexC (约 350℃以下) 合金元素的分布 合金元素扩散，重新分布 合金元素不扩散 合金元素不扩散 单相组织 γ -Fe(C)→α - Fe(C)+ Fe3C 低温转变(Ms 以下) 无扩散 生核、长大 有共格性，产生表面浮凸 贝氏体转变 马氏体转变莱氏体(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~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， 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 6： 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 7，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 Φ 4.5mm 不同组织状态的碳素钢丝冷拉性能比较牌号 热处理方法 显微组织 抗拉强度 MPa 7 618
554 884 775 554 474 冷加工硬化率 1%减面率抗拉强度上升值 MPa 10.2 9.8 8.0 7.0 8.6 8.3 7.3 6.6 7.7 6.9 6.6 6.1 极限减面率 % 95 90 80 80 98 90 85 85 98 90 90 90索氏体化处理 T9A 正火 再结晶退火 球化退火 索氏体化处理 70 正火 再结晶退火 球化退火 索氏体化处理 45 正火 再结晶退火 球化退火索氏体 细片状珠光体 粒状珠光体+少量片 3 级粒状珠光体 索氏体 细片状珠光体 粒状珠光体+少量片 3 级粒状珠光体 索氏体 细片状珠光体 粒状珠光体+少量片 3 级粒状珠光体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。 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， ML10、 如 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、8、9 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 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：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：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：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：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。 回火：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（150～250℃），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（300～450℃），获得细粒状珠光体（回火屈氏体）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（500～700℃），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。 3.2 球化处理 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：钢丝加热到 Ac1 点以上 20～30℃，保温 2～4 小时，以 20～40℃/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 1μ m，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 强韧化处理的目的是得到高强度、高韧性的钢丝。 正火：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：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。 油淬火-回火：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，获得高强度（高硬度）、高塑性、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。 沉淀硬化处理：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：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。 消除应力退火： 为消除钢丝冷加工应力所进行的热处理。 主要用于弹簧缠绕成形 后的热处理，有固定形状、稳定尺寸、提高弹力的作用。 稳定化处理： 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。 预应力钢丝(或钢绞线)的稳定化处理， 尽管机理尚不明，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（A5）可达 4%～8%（处理前 A5=3%），抗蠕变和抗松弛性能也大幅度提高。表 4 显示了不同 状态钢丝的应力松驰试验后的应力损失。 表 4 Φ 5.08mm(0.2in)钢丝应力松驰试验时的应力损失 （以初始应力为 100%计算） 870%Rm 初始应力 时间,h 热轧盘条 消除应力处理 稳定化处理 热轧盘条 消除应力处理 稳定化处理
5.0 1.0 20.0 29.0 7.8
8.0 1.5 23.8 22.6 10.2
8.2 1.8 25.0 28.0 14.4
12.2 2.1 29.4 32.0 17.4 100 20 80%Rm 试验温度 ℃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 10， 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 11，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， 为彻底避开爆炸的危险，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钢种技术条件牌号状 态工艺 曲线 1 2 3 4升温时 间 t1保温时间 t2冷却 备注方式 时间，t3 缓冷 炉冷 空冷 淬水原料 工具 钢 9SiCr YB/T095 9CrWMn MnCrWV(O1) GB/TNi9 表6 半成品 φ ≥3.0 φ ＜3.020～40℃/h成品装罐密封井式炉不同退火温度、不同装炉量对应的工艺制度 装炉量，t退火温度 ℃11.51212.51313.51414.515再结晶退火，升温时间（t1min）/保温时间（t2min） 660 700 620/120 670/120 640/120 690/120 650/120 710/120 680/120 730/120 700/120 750/120 710/120 770/120 730/120 790/120 750/120 810/120球化退火，升温时间（t1min）/保温时间（t2min） 750 800 760/200 860/200 780/200 890/200 800/200 920/200 830/200 940/200 850/200 970/200 870/200 990/200 890/200 /200 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、固溶处理和光亮退火处理。 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。加热炉工艺控制要点为：(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炉时间。铅槽工艺控制要点为：(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。 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。 (m/min)（sec/r） 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。 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，目前工业生产唯一正式使用的代替铅浴处理的工艺是盐浴派登脱处理。 用连续炉进行铅浴处理，随着规格加大，钢丝抻直、弯曲、盘卷难度加大，直径 13.0mm 以上钢丝几乎无法操作。近年来国外开发一种浸入式盐浴派登脱处理方 法，钢丝或盘条散开呈螺圈状，装在可以扇形张开的料架上（装架由几组可开合 的花辨状夹具组成），夹紧后转入奥氏体化炉中加热，完全奥氏体化后，料架转 到另一端的盐浴槽的上方，打开夹紧装置，盘圈落入盐浴槽中的摆动料架上，淬 火期间摆动料架在盐浴液中上下晃动，增强冷却效果，完成索氏体转变后用 C 形吊钩将盘卷吊出浴槽。 该方法选择盐作为淬火介质的主要原因是盐液比重比钢 铁小，盘圈能自动沉入淬火液中。浸入式盐浴派登脱处理炉适用于 Φ 8.0～ 20.0mm 钢丝和盘条的索氏体化处理，直径小于 8.0mm 的盘圈在盐浴中很难保证 料形， 容易散乱。 此外， 因为钢丝在盐液中冷却速率赶不上在铅液中的冷却速率， 为减少亚共析钢中铁素体和片状珠光体的析出， 通常用加大钢中锰含量的方法来 提高过冷奥氏体的稳定性。同时适当降低奥氏体化温度（实际 900℃），减少钢 丝带入盐浴中的热量，加快索氏体转变速度。 正火：钢丝如成捆正火，内外圈冷却速度差别很大，组织和性能严重不均，无法 使用， 因此只能用连续炉进行正火处理。 钢丝通常采用铅浴工艺和设备进行正火， 只是钢丝通过加热炉后，不进铅槽，直接在空气中冷却，又叫空气派登脱处理。 因为不进铅槽，操作比铅浴处理方便，生产成本也比铅浴处理低，常用于中、高 碳钢丝的中间热处理，低碳钢的成品热处理。钢丝尽管是展开自然冷却，冷却速 度仍赶不上铅淬火快，亚共析钢丝组织中往往含有较多的铁素体。正火实际上是 奥氏体连续转变热处理，奥氏体的分解是在一个很宽温度区间完成的，钢丝从表 面到心部珠光体的片间距不太均匀，其抗拉强度和硬度比铅浴低（参见表 3）， 冷加工性能也不如铅浴好，但用于消除冷加工硬化，消除高碳钢网状组织，改善渗碳体形态，为中、为低碳钢丝提供一种有利于淬火的组织，仍是一种经济、高 效的热处理方法。 为改善正火组织， 大规格钢丝常用提高锰含量的方法， 提高过冷奥氏体的稳定性， 抑制铁素体和粗片状珠光体的析出量，获得以索氏体为主的组织。正火钢丝的抗 拉强度随锰含量增加而提高。以 Φ 6.5mm 的 65Mn 盘条为例，当锰含量从 0.46% 提高到 1.15%时，正火后的抗拉强度从 890MPa 提高到 1000MPa；两种盘条以相同 的工艺拉拔成 Φ 3.0mm 的钢丝， 其抗拉强度分别为 1550Mpa 和 1635MPa。 Mn≥1.0% 的钢丝用连续炉正火代替铅浴处理流行于美国， 美国人认为正火钢丝的扭转性能 优于铅浴钢丝， 德国人认为产生这种想法与美国弹簧钢丝标准总是规定高的扭转 值，一般不规定弯曲次数有关 8。 钢丝直径对正火后的抗拉强度有明显影响，钢丝变细时正火冷却速度加快，抗拉 强度偏高，但抗拉强度的增高的幅度不如铅浴处理时大。直径小于 2.0mm 的钢丝 正火处理时，因为没有一段等温时间，直接空冷，比铅浴处理更容易产生马氏体 组织，，为避免产生马氏体组织，同样需要将锰含量控制在较低水平，使钢丝尽 早完成索氏体转变。 油淬火-回火处理：油淬火-回火热处理炉由张力放线装置、加热炉、油淬火槽、 回火炉和收线机 5 个部分组成。常用于碳素弹簧钢丝、合金弹簧钢丝、弹性针布 钢丝、预硬化模具钢丝和马氏体不锈钢丝等成品热处理，热处理后钢丝的显微组 织通常为回火托氏体、回火索氏体或回火马氏体，具有很高的强度（硬度）、适 宜的韧性和良好的挺直性能。 目前， 生产中实际采用的油淬火-回火热处理炉种类较多， 加热炉有铅浴加热炉、 马弗式燃油(气)加热炉、不锈管式电加热炉、电接触加热炉、感应加热炉等。回 火炉有铅浴炉、盐炉、电炉、沸腾粒子炉和感应回火炉等。各类油淬火-回火热 处理炉的使用性能和工艺参数差异较大，其中铅浴加热和回火炉的热效率最高， 处理同一品种、同一规格钢丝，铅浴加热炉的热效率是马弗式炉的 8～10 倍，产 品质量稳定性也是最好的，但因对环境污染严重，现已很少使用；感应加热＋电 炉回火运行速度最快，但对电网波动要求严格，质量控制难度大，用的也不多。 使用较广泛的是电热式油淬火-回火炉，电热式油淬火-回火炉的工艺参数包括： 加热温度、在炉时间、油槽温度、回火温度、回火时间、收线速度和收线张力。加热炉工艺控制要点为：(1) 与铅浴处理不同，油淬火-回火钢丝奥氏体化时过热度不宜太高，过热度太 高往往造成淬火后钢丝中马氏体针粗大、残余奥氏体量增加，钢丝的强度、硬度 和弯曲值下降，同时回火时需用更长时间来完成残余奥氏体的分解，大幅度降低 连续炉生产效率。传统观念认为：油淬火连续炉奥氏体化温度应为 Ac3＋(50～ 100℃)，近期研究成果表明：亚共析钢丝和中碳低合金钢丝奥氏体化温度应取下 限或更低温度，如 60 钢的 Ac3＝766℃，连续炉奥氏体化温度选用 820℃左右效 果最好 12；40Cr 的 Ac3＝805℃，选用 800℃的奥氏体化温度，尽管有大约 10～ 15%的铁素体未溶入奥氏体中，但淬火后不仅获得最高硬度，而且塑性和韧性得 到改善，淬火变形和开裂明显减少，回火脆性减弱 13。对合金元素种类和含量 较高的合金弹簧钢丝和预硬化模具钢丝，主张采用上限或更高的奥氏体化温度， 如 50CrVA 的 Ac3＝810℃，生产中奥氏体化温度为 960℃时淬火效果最好 12； 4Cr5MoSiV1(H13)的 Ac3＝915℃，奥氏体化温度从 1030℃提高到 1100℃时，奥 氏体晶粒无明显长大，碳化物溶入奥氏体中的速度加快，结果钢丝的抗拉强度 (Rm)、屈服极限(Rp0.2)和热疲劳性能均有提高，模具使用寿命明显延长 13。(2) 油淬火炉奥氏体化过热度比铅淬火炉低，完成奥氏体化时间必然加长，在炉 时间也相应延长。因为油淬火-回火钢丝牌号多，加热炉类型也多种多样，很难 给出通用的确定在炉时间的经验公式，很大程度上要依赖现场工艺试验，主要根 据淬火硬度或强度来确定在炉时间。表 7 是加拿大某工厂油淬火-回火炉的典型 工艺操作数据，可供参考。 表 7 加拿大某工厂油淬火-回火炉的典型工艺操作数据 8钢丝根数 钢丝直径,英寸(mm) 50 英尺（15.24m）马弗加热炉 0.500（12.7） 0.406（10.3） 0.331（8.4） 0.281（7.1） 0.225（5.7） 0.192（4.9） 3 4 6 8 8 8 18.8（0.478） 21.2（0.539） 26.7（0.678） 31.3（0.795） 42.8（1.087） 47.2（1.199） 1 0 英尺（3.05m）熔铅加热炉 0.192（4.9） 0.148（3.8） 0.120（3.0） 0.105（2.7） 0.） 0.080（2.0） 5 6 8 9 10 10 26.0（0.660） 33.8（0.859） 41.6（1.057） 47.6（1.209） 54.3（1.379） 62.5（1.588） 277 213 173 151 133 115 56.5 56.1 57.7 57.7 57.7 57.6 48
150.8 164.9 160.5 162.0 147.6 155.7 收线速度,英寸/分(m/min) 在炉时间，sec K，sec/mm注：在炉时间 ＝Kd。 从表 8 可以看出： 铅浴加热炉由于热效率高， 在炉时间比马弗加热炉缩短一倍多。 在炉型确定条件下， 不同规格钢丝的在炉时间等于钢丝直径乘以一个固定的系数 K。 同样是马弗加热炉， 铅浴处理时的在炉时间比油淬火-回火短得多， Φ 8.4mm 以 钢丝为例铅浴处理在炉时间 ＝(14+6d)d＝64.4d，仅为油淬火-回火的 1/2.5。 (3) 铅浴处理加热时要根据钢丝规格选择不同的加热温度，油淬火-回火加热习 惯于不管什么规格，均选择一个固定的温度，或者是一组波动不大的温区。原因 大概是马氏体组织结构受原奥氏体结构的影响比索氏体要大得多。 (4) 油淬火-回火是钢丝最终热处理， 尽管成品拉拔工艺对油淬火-回火性能没有 决定性的影响，但要减小力学性能波动，稳定产品质量，仍需要对成品生产流程 和加热工艺制度进行适当的控制和调整。一般说来，加大成品钢丝冷拉减面率， 可改善碳化物的形态，有利碳化物的溶解和均匀分布，粗钢丝（Φ ＞8.0mm）的 冷拉减面不应小于 20%，中等规格钢丝（Φ 8.0～3.0mm）的冷拉减面最好控制在 40～60%范围内，细钢丝（Φ ＜3.0mm）的冷拉减面不宜超过 80%。成前铅浴处理 的钢丝油淬火-回火时可以缩短加热时间，成前具有粒状珠光体的钢丝油淬火回火时需适当延长加热时间。油槽淬火工艺控制要点为：(1) 油淬火的介质大多数选用矿物油，添加少量的添加剂，以保持油质稳定。也 有 5%的肥皂水、 0.5～1%聚乙烯醇水溶液、 羟基纤维素 （CMC） 水溶液或热水 （70℃） 等。 (2) 油槽长度一般为加热炉的 1/3。油温一般控制在 40～50℃，实际生产中有时 高达 70℃，对钢丝性能未产生根本性的影响。为防止油温过高，通常设有容积较大的储油箱，淬火槽中的油通过溢流回到储油箱，同时进行过滤和冷却，再用 油泵压入淬火油槽中。储油箱设有加热装置和冷却水管，用来调节油温。回火工艺控制要点为：(1) 油淬火-回火钢丝的力学性能主要取决于回火温度，钢丝的强度和韧性是相 互制约的关系， 一般说来， 回火温度越高， 强度和硬度越低， 韧性指标相应提高。 具体回火温度是根据品种和用途进行选择，油淬火-回火弹簧钢丝既要保持高强 度（高弹性极限），又要具有良好的工艺性能和疲劳性能，理想的显微组织是回 火托氏体，所以选用中温回火，回火温度范围为 400～500℃，生产中更多选用 400～450℃的温度。弹性针布钢丝（55 钢）希望有更好的弹性，韧性可以适当 放松，回火温度降到 380～420℃。预硬化模具钢丝和马氏体不锈钢丝，根据使 用状况，有的选用 150～250℃低温回火，获得回火马氏体组织；有的选用 500～ 650℃高温回火，获得回火索氏体组织。 (2) 所有钢丝回火处理有一共同目的：促使显微组织中的残余奥氏体完全分解， 但在较低温度下残余奥氏体完全分解需要一定时间，因此，油淬火-回火生产线 上回火炉都比加热炉长，收线速度主要取决于回火时间和回火炉长。 (3) 如果加热炉和回火炉选择同一种热源， 生产弹簧钢丝的回火炉长度是加热炉 长度的 1.0～1.2； 生产预硬化模具钢丝的回火炉长度一般为加热炉长度的 1.2～ 1.5 倍，有的甚至配置两段回火炉。收线速度和收线张力：(1) DV 值：这里的 D 指钢丝直径，单位 mm；V 指收线速度，单位 m/min。从表 8 可以看出，加拿大某厂油淬火-回火生产线上马弗加热炉的 DV 值约为 5.9(5.6～ 6.2)，铅浴加热炉的 DV 值约为 3.2(3.2～3.3)。DV 值是衡量加热炉加热能力的 一项技术参数，DV 值取决于加热炉单位时间能提供多少热量，炉体把热量传递 给钢丝的能力和炉长。油淬火-回火加热处炉常规配置为：发生炉煤气马弗砖式 加热炉的 DV 值约为 6～8，不锈钢管式电炉的 DV 值约为 8～10，轻柴油加热马弗 炉的 DV 值约为 20～30，而感应加热炉的 DV 值可超过 100。每台连续炉的 DV 值 是定数，制定工艺时只要用中等规格进行工艺试验，找出最佳收线速度后即可算 出该炉的 DV 值，其它规格钢丝按 DV 值就可以直接算出合理的收线速度。 (2) 收线张力：钢丝在张应力下回火，可以显著提高弹性极限，改善抗蠕变或抗 松驰性能（参见表 4），有助于钢丝保持挺直性能。生产中多在回火炉前后各设 置一个直径很大的导线轮， 通过调节两个轮子的运行速度对钢丝施加一定的张应 力；或者两个轮子同速运行，靠轮子直径差对钢丝施加一定的张应力。张力大小 用传感器直接测量，按工艺要求控制。粗钢丝油淬火-回火炉也有将前张力导线 轮设在加热炉前的，此时，施加张力必须考虑保证钢丝不会在加热炉中抻细。 (3) 挺(弹)直性能：油淬火-回火钢丝要求打开盘卷后，钢丝能回复挺直状态。 钢丝要保持挺直性能，必须的 DV 值约为 8～10， ( MPa)式中： ―弯曲应力，MPa。 d―钢丝直径，mm。 D―收线卷筒直径，mm。 油淬火回火钢丝的弯曲弹性极限保守地估算约等于抗拉强度的 75%，据此可以推 算出生产不同规格钢丝时收线卷筒的最小直径如表 8。 表 8 钢丝直径与收线卷筒直径的对应关系钢丝直径，mm 钢丝强度级别 VDC 级 VDCrSi 级 收线卷筒直径 不小于 mm2.04.06.08.010.012.014.0310 250650 550从表 5 可以看出：油淬火-回火钢丝的盘径远大于其它钢丝的盘径，抗 拉强度越低的钢丝要保证挺直性能，交货盘径越大。当然，这组数据留有较大的 保险系数，国内外厂家通常最大收线盘径均为 1800mm。同理，油淬火-回火生产 线上的导轮和张力轮的直径也是很大的。 固溶处理：奥氏体不锈钢丝以及部分精密合金（3J）丝、高温合金丝和耐蚀合金 丝是通过高温固溶处理实现软化的，固溶处理炉有周期炉和连续炉两种，现代化 的企业多按钢丝规格范围配置固溶处理作业线，作业线的流程如图 18。 点火或放空 ↑ 盘卷或工字轮放线→线梳→电解脱脂→水洗→电解酸洗→水洗→烘干→固溶处 理炉→水冷槽→涂层槽 ↑ 保护气体 →热风干燥→线梳→收线机组 图 10 固溶热处理炉流程图 为保证高速拉丝放线顺畅，直径 3.0mm 以下的半成品钢丝推荐选用工字轮收线。 电解脱脂和电解酸洗的目的是彻底去除钢丝表面残余润滑剂和污垢， 同时对表面 进行抛光。固溶热处理炉为管式气体保护炉，整个热处理过程中要连续不断地向 炉管中通入高纯保护气体， 如氢气、 氨分解气等。 炉子加热温度范围 900～1200℃， 根据有效加热区长度分 2 区或 3 区控温，有效加热区长度可参考表 9 选定。如果 生产规模不大，4m～12m 炉可以合并为 6m 和 10m 两台炉，但 2m 以下炉子不宜再 合并，可以适当减小收线机头数。炉管从冷却水槽中穿过，热处理时水槽连续不 断通入冷水，对出炉钢丝进行急速间接冷却，为防止钢丝出炉管时温度太高，产 生二次氧化，冷却水槽的长度一般为加热炉长的 40%以上。涂层槽和热风干燥是 为继续拉拔的半成品钢丝准备的，软态成品钢丝热处理可不启用这两项设施。固 溶热处理的工艺参数包括：加热温度、在炉时间、保护气体的纯度、流向和流量 以及收线速度 表 9 固溶热处理炉有效加热区长度和头数直径/mm ＞8.0 ＞5.0～8.0 ＞2.0～5.0 ＞0.50～2.0 ＞0.10～0.50 ＞0.02～0.10 ≤0.02 炉体加热区长度/m 12 10 8 4 2 1 0.5 收线机头数 16 24 28 30 24 20 12固溶热处理炉工艺控制要点为：(1) 加热温度根据牌号选定，基本温度范围为 ℃，当钢中 Mn、Mo、Nb 含量较高（≥2.0%）时、或添加较多 W、Mo、V、Nb 等合金化元素时，要按工 艺规范提高固溶加热温度。 (2) 奥氏体不锈钢丝在炉时间可按 ＝(35＋2d)d，合金元素含量高的高温合金 丝和耐蚀合金丝要适当延长在炉时间。 (3) 直径 0.10mm 以下细丝热处理，因高温下破断力很低，引线困难，只能采用 降低加热温度，同时适当延长在炉时间的方法进行热处理。加热温度一般降到 900℃左右，在炉时间按直径加大 1.0mm 计算。 (4) 加热炉管一般选用 0Cr25Ni25(310)或 0Cr25Ni25Si2(314)不锈钢制造， 炉管 进钢丝端要伸出炉体 400mm 以上，一直延伸到水冷槽的出口端，保护气体从钢丝 出炉处导入，对钢丝实施强制风冷，逆向流动，从钢丝进口端放空。在水槽出口 端用胶木塞等稍加堵塞，迫使气体与钢丝逆向流动。 (5) 实现不锈钢丝光亮热处理的关键是保护气体的纯度，气体中氧含量应小于 10ppm，露点应低于－60℃。其次是钢丝的洁净度，气体输送系统的气密性，以 及气体流量。连续炉无法密封，只能使用不断输送高纯度气的方法，保持炉管内 正压，防止氧气渗入。气体流量可以用换气系数来估算，每小时输气量等于炉管 总容积时，换气系数为 1。不锈钢丝光亮热处理炉的实际换气系数为 15～45，在 钢丝表面清洗干净，炉管两端堵塞较好，特别是进气端炉管堵塞较严的条件下， 气体流量可取换气系数的下限，即 15～20 次/h。 (6) 粗钢丝固溶热处理炉多配置倒立式下线机； 中等规格钢丝固溶处热理炉多同 时配置倒立式下线和工字轮收线两套机组，半成品钢丝一般走工字轮收线机组； 细丝固溶处热理炉多配置工字轮收线机。收线速度可根据在炉时间、炉长和收线 卷筒或工字轮直径计算，计算公式见铅浴处理一节。 光亮退火处理： 光亮退火热处理可用于各类成品钢丝的退火处理， 设备配置包括 放线装置、线梳、退火炉、线梳和收线机。退火炉和收线机的结构与固溶处理炉 相似，所不同的是： (1) 加热温度范围 650～850℃。 (2) 对保护气体纯度要求比较低，气体中氧含量小于 150ppm，露点低于－45～ －55℃即可，铬不锈钢丝露点要求较高(－55℃)，其它钢丝要求较低(－45℃)。 (3) 保护气体从钢丝入口端导入，气体与钢丝顺向流动，从钢丝出口端放空，为 防止钢丝出管时二次氧化，炉管从加热炉出口处继续延伸一段，延伸长度与处理 钢丝直径和退火温度有关，以保证钢丝无二次氧化为准。 (4) 用于马氏体不锈钢丝和特种钢丝退火的光亮热处理作业线， 有的在电解脱脂 和电解酸洗处配置一组电镀(镍、锌等)设施，用于生产镀层钢丝。 各种连续炉的热处理工艺制度同样可以用表格的形状来表述，以铅浴处理为例， 通常根据每台铅浴炉的特性，逐台制定相应的工艺制度，同时规定不同牌号和规 格钢丝铅浴处理后应达到的抗拉强度范围，由操作工按工艺制度和实际情况，通 过现场工艺试验，确定每批料的具体工艺参数，铅浴热处理工艺制度举例如表 10。 表 10 某铅浴炉热处理工艺制度在炉时间 钢丝直径 mm 6.0 5.5 5.0 4.3 28.7 24.8
930～0 460～540 min 收线速度 sec/r 1 加热炉各段炉温，℃ 2 3 4 钢丝出口 温度，℃ 铅液温度 ℃注：煤气加热马弗炉，加热炉长 20m，收线卷筒直径 610mm。 5 几种钢丝热处理实例 前面介绍了热处理基本原理，钢丝组织结构与使用性能的关系，钢丝热处理的种 类和特性，本节以实例说明，只要合理、灵活地运用这些知识和经验，就可以生 产出使用性能更加优异的钢丝。 5.1 弹簧钢丝 目前弹簧钢丝的交货状态主要有索氏体化＋冷拉、油淬火-回火、轻拉三种，碳 素弹簧钢丝以索氏体化＋冷拉状态为主，少量油淬火-回火状态。合金弹簧钢丝 油淬火-回火状态和轻拉状态各占一半，用发展眼光看，油淬火-回火合金弹簧钢 丝有取代轻拉合金弹簧钢丝的趋势。除上述常规交货状态外，俄国人一直致力于 开发贝氏体化弹簧钢丝。 在铅浴处理一节介绍了过冷奥氏体随着等温转变温度下降，分别获得珠光体、索 氏体、托氏体、上贝氏体、下贝氏体组织。托氏体和上贝氏体的抗拉强度低于索 氏体，虽能进行拉拔，也能获得较高强度，但韧性较差，没有实用价值。具有下 贝氏体组织的碳素钢丝抗拉强度高于索氏体，同时具有较好的塑性和韧性，可承 受大减面率(≥90%)拉拔。俄国人将 Φ 1.5mmT9A 钢丝进行贝氏体化处理 （900℃?6min 奥氏体化后在 300℃盐浴中等温淬火），获得下贝氏体组织，其 抗拉强度(Rm)1860MPa （铅浴处理后的钢丝可达 1450MPa） 断面收缩率(Z)44%、 、 扭转次数(Nt)7，钢丝拉拔到 Φ 0.36mm（减面率 94%）时, 其抗拉强度(Rm)高达 3670MPa（铅浴处理后的钢丝最高可达 3100MPa）、断面收缩率(Z)40%、扭转次 数(Nt)10、打结率 58%6。相关资料还报道了不同组织结构的 T8A 钢丝拉拔试验 结果，如表 11。 表 11 不同组织结构的 T8A 钢丝力学性能 6显微组织 索氏体 回火索氏体 下贝氏体 热处理规范 奥氏体等温淬火 520℃?15min 淬火-回火 620℃?20min 奥氏体等温淬火 300℃?1h 热处理后 Rm，MPa 20 Z，% 54 42 55 80%减面率冷拉后 Rm，MPa 60 Z，% 40 20 42从表 11 可以看出， 下贝氏体钢丝与索氏体钢丝一样具有优良的冷加工性能， 经 80%减面率冷拉后有更高的抗拉强度和较高的剩余塑性（Z=42%）；索氏体、 回火索氏体和下贝氏体三种组织钢丝的冷加工强化速率基本相当， 但回火索氏体 钢丝的断面收缩率仅为 20%，意味着其承受极限变形能远不如其它两种组织的钢 丝。（判定钢丝能否拉拔、能拉到什么程度，要看断面收缩率，道次冷拉减面率 不能大于断面收缩率。） 工业生产中的下贝氏体化热处理通常选用盐浴派登脱炉， 其奥氏体化温度和时间 与可参照油淬火-回火工艺确定，碳素弹簧钢丝的盐浴温度范围为 300～370℃， 合金弹簧钢丝的盐浴温度范围应依据 Bs 点选定，常用计算合金弹簧钢丝的 Bs 点经验公式如下： Bs＝630－45Mn%－35Si%－30Cr%－20Ni%－24Mo%－40V%－12W%5 （℃） Bz(50%贝氏体)＝Bs－60 （℃） Bz＝Bs－120 . （℃） （上式适用钢的成分范围为：C0.1%～0.55%、Mn0.2%～1.7%、Cr0.1%～3.5%、 Ni0.1%～5.0%、Mo0.1%～1.0%，测算偏差为±20～25℃） 过冷奥氏体冷却到 Bs 点时开始贝氏体转变，随温度下降贝氏体量逐渐加大，但因转变温度较低，尽管盐浴槽的长度达到加热炉的 2 倍，过冷奥氏体也很难完全 转变。工业生产中往往采用补充回火的方法，促使残余奥氏体分解，即将经等温 淬火处理的下贝氏体钢丝，在接近盐槽温度的融盐中长时间回火，此时钢丝中碳 化物形态基本不变，残余奥氏体完全分解为下贝氏体。研究表明，即使有残余奥 氏体存在，下贝氏体弹簧钢丝仍有很高的弹性极限。一般说来，下贝氏体弹簧钢 丝与索氏体弹簧钢丝相比， 经同等减面率拉拔后， 抗拉强度更高， 但韧性稍差 （弯 曲和扭转次数稍低），如 65Mn 下贝氏体钢丝和索氏体钢丝，同样经 90%的减面 率拉拔，前者 Rm=2730MPa、Nt=32，后者 Rm=2420MPa、Nt=45。但 200℃时效处 理后，下贝氏体钢丝强度上升 5.9%，而索氏体钢丝强度上升 7.3%，相比之下前 者时效稳定性较好，拉松驰性能更高。与油淬火-回火钢丝相比，下贝氏体钢丝 抗松驰、抗蠕变性能相当，但抗应力腐蚀能优于油淬火-回火钢丝相比，电镀产 生氢脆的倾向也低于前者。 5.2 高碳工具钢丝和高速工具钢丝 高碳工具钢丝和高速工具钢丝指 T10A～T13A、 9CrWMn、 Cr5MolV(A2)、 MnCrWV(O1)、 W6Mo5Cr4V2(M2)和 W9Mo3Cr4V 等含碳量大于 0.8%的制造工具、模具和量具用钢 丝，该类钢丝塑性变形能力较差，成品钢丝制成零件后多在淬回火状态使用，钢 丝热处理时既要考虑软化，又要兼顾淬回火性能。因为冷变形能力差，钢丝生产 过程中热处理频繁，原料拉拔 1～2 个道次就要热处理，两次热处理后，每次也 只能拉拔 2～4 个道次。原料采用 Ac1＋20～30℃的温度球化退火处理，以每小 时 20～30℃的冷却速度缓慢冷却到 600℃(Ar1)以下，再改为炉冷，一般 400℃ 以下出炉。缓慢冷却段的目的是保证碳化物充分球化，过冷奥氏体完全分解。炉 冷段的目的是尽量降低热应力，防止应力脆断。该类钢丝脱碳倾向较强，如无保 护气氛，可采用装罐密封退火，此时应注意罐体要充分干燥，罐中通常加入木炭 或铸铁屑等以提高碳势。装罐退火的钢丝在冷却结束时可吊入保温坑中冷却，以 提高退火炉工作效率。 为防止碳化物颗粒长大，拉拔后的半成品钢丝不宜重复进行球火退火，一般采用 低于 Ac1 点 10～20℃的温度进行再结晶退火，并且随着热处理次数增加，退火 温度应越来越低（每次降 10～20℃）。当然出炉（或出罐）仍要要严格控制。 5.3 莱氏体钢丝 莱氏体钢丝常用牌号有：9Cr18(Mo)、Cr12(SKD1)、Cr12MoV(SKD11)和 Cr12Mo1V1(D2)等，该类钢属于难变形钢，热处理时除全部执行高碳工具钢丝和 高速工具钢丝工艺制度要点外，生产中特别要注意两点： (1) 莱氏体钢盘条的拉拔塑性与热加工工艺，特别是盘条终轧温度密切相关，如 果热加工变形率不足，或终轧温度太高往往造成钢中一次碳化物颗粒粗大，呈棱 角分明的块状，盘条塑性极差，几乎无法拉拔，此时不可强拔，应检验盘条断面 收缩率，如果尚有一定塑性可用小于 Z 值的减面率拉拔一道次，然后进行调质处 理。通常将钢丝加热到 930～950℃，保温 1～2h，然后空冷，冷到不见红时再装 炉进行球化退火。调质处理的目的是促使一次碳化物块的棱角消溶，使拉拔塑性 得到一定程度的改善。因为莱氏体钢中的块状碳化物在冷拔过程中逐步破碎，必 然要在其周围形成空洞或间隙，这些空洞或间隙要靠热处理再结晶来修复，如果 空洞或间隙大到不能修复时，钢丝的冷拔塑性就大受影响了。因此既使盘条塑性 良好也不宜连续拉拔，拉拔 1～2 道次必须退火，随着退火次数增多，碳化物破 碎成细粒状时再逐步增加拉拔道次。 (2) 莱氏体钢丝对氢脆特别敏感，生产中要注意去氢烘烤，每次酸洗后都要在200～300℃的条件下烘烤 4～2h，彻底去氢后再进行涂层处理。检验去氢效果的 方法是看断面收缩率是否达到 30%以上。 5.4 冷顶锻钢丝 冷顶锻钢丝全部为中、低碳碳素钢丝或合金钢丝，理想的显微组织是细粒状珠光 体组织，碳化物颗粒均匀性好的为优等品。用盘条直接球化得到的组织往往颗粒 度偏大， 颗粒的均匀性也较差， 行业人士一致认为采用冷拉+球化的工艺， 即“两 酸两退”的工艺生产的冷顶锻钢丝具有更好的综合性能。以碳素钢为例，热轧盘 条直接冷拔，总减面率最好大于 45%，使原有的片状碳化物充分破碎，在此基础 上借助冷加工应力进行球化退火处理， 可以用较低的球化温度和较短的球化时间， 获得更加均匀的粒状珠光体。然后酸洗、涂层拉拔，拉拔后的钢丝进行再结晶退 火，消应加工硬化，降低强度和硬度，同时使粒状碳化物进一步圆滑、长大，颗 粒度完全达到 3 级要求，再一次酸洗、涂层+轻拉，在钢丝表面形成强度略高于 芯部的硬化层，彻底解决了紧固件加工第一道工序的切断粘刀问题。钢丝两次拉 拔、两次退火、不少于两次的酸洗后，钢丝表面光洁度与热轧状态相比有了根本 性的提高，各项技术指标均达到最佳状态。 合金冷顶锻钢 (如 ML40CrNiMo\ML30CrMnSi 等)热轧盘条强度高、塑性差，无法 直接拉拔，通常先进行再结晶退火，然后按碳素冷顶锻钢丝的工艺流程生产，同 样可以性能优异的钢丝。 5.5 轴承钢丝 轴承钢丝主要用于制作轴承滚动体（滚珠、滚柱、滚针），滚动体制作包括冷顶 锻成形、粗磨、淬回火和精磨等几个工序，因此轴承钢丝应兼有冷顶锻钢丝的良 好冷镦性能和工具钢丝的良好的淬回火性能， 综合考虑轴承钢丝的显微组织最好 是 2 级粒状珠光体。 轴承钢丝的代表牌号是 GCr15（C0.95～1.05%、Cr1.30～1.65%）。GCr15 常规热 轧盘条组织为片状珠光体+碳化物，塑性较差，很难拉拔；控轧控冷盘条组织为 细片状珠光体+索氏体+碳化物，有一定的塑性，可进行 1～2 道次小减面率拉拔 （道次减面率≤20%）；通常热轧盘条首先进行球化退火，改善其冷加工性能， GCr15 的 Ac1=740～766℃，Ar1=695～702℃，经典的球化退火工艺是：加热温度 790±10℃，保温时间 4～6h，然后以 25℃/h 的速度冷却到 650℃以下，完成球 化退火。加热温度偏低（≤760℃）或加热温度偏高（≥840℃）组织中都会出现 片状珠光体，前者是盘条中片状珠光体未能完全球化的残留物，珠光体片往往呈 断续分布，钢丝抗拉强度和硬度偏高；后者是过冷奥氏体在冷却过程中形成的片 状珠光体，珠光体片相对完整，较粗大，钢丝抗拉强度和硬度偏低，但滚动体冷 镦性能变差，淬火硬度偏低，易出现裂纹和变形。钢丝半成品和成品全部采用再 结晶退火， 随着冷拉+退火循环次数增加， 退火温度可逐步降低到 720℃、 700℃、 甚至 680℃（Φ ＜2.0mm）。 老式复两重轧机生产的 GCr15 盘条，表面氧化皮较厚，脱碳较重，过去多在氧化 性气氛的台车式煤炉或煤气炉中球化退火， 退火后表面氧化皮进一步加厚， 此时， 常采用等料温降到 640～620℃时淬水的方法，爆除氧化皮，如果温度控制得当 （料卷局部温度高于 640℃处会成为脆断点），因氧化速度大于脱碳速度，反而 起到减小脱碳层的作用。 5.6 易切削钢丝易切削钢有含硫、 含硒和含铅三大类， 含铅易切削钢在生产过程中会造成严重的环境污染，各国都限制使用；含硒价格 较贵，只在重要仪表中使用，使用量有限；广泛使用的是含硫易切削钢，国内易 切削钢丝常用牌号有： Y12、 Y15、 Y30、 Y40Mn、 Y75， 以及不锈易切削钢丝 Y1Cr13、Y3Cr13 等。含硫易切削钢丝有两个不同于其它钢种的特点：第一，由于大量硫 化物的存在，钢丝的伸长率指标远低于同牌号非易切削钢丝，能承受的冷拉减面 率也远低于同牌号非易切削钢丝，以 Y40Mn 为例，盘条只能拉拔 2 道次（减面率 45%左右），再拉拔就频繁断线。第二，考虑切削性能，希望硫化物弥散分布， 颗粒越细越好，但是每次退火，尤其是球化退火都会造成硫化物聚积和长大，影 响切削性能。按第一点生产易切削钢丝必须增加退火次数，按第二点要求尽量减 少退火次数，}