裴 宇，宋仁伯，楊富強(qiáng)，高 喆，鄧 鵬

（北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京，100081）

304HC奧氏體不銹鋼是在原304不銹鋼的基礎(chǔ)上加入1.0%～3.0%的Cu，使其冷加工性能和耐腐蝕性能得以提高的一種新的不銹鋼材料。304HC奧氏體不銹鋼不能通過熱處理手段進(jìn)行強(qiáng)化，但可以通過形變的方式提高其強(qiáng)度，即對(duì)奧氏體不銹鋼進(jìn)行多次拉拔，利用強(qiáng)烈的加工硬化來提高奧氏體不銹鋼鋼絲的強(qiáng)度［1］。拉拔后，微觀上鋼絲內(nèi)滑移面及晶界上將出現(xiàn)大量位錯(cuò)，致使點(diǎn)陣產(chǎn)生畸變。隨著變形的進(jìn)行，畸變量增加，鋼絲的變形抗力和強(qiáng)度提高，而塑性降低。當(dāng)加工硬化達(dá)到一定程度，繼續(xù)變形時(shí)，鋼絲便會(huì)產(chǎn)生裂紋甚至有斷裂的危險(xiǎn)。因此，在304HC不銹鋼鋼絲拉拔過程中，一般都必須進(jìn)行軟化退火，消除其殘余應(yīng)力，提高材料塑性，消除加工硬化，以便能進(jìn)行下一道加工［2］。為了選擇最佳的退火工藝參數(shù)，需要對(duì)鋼絲加工硬化和退火軟化的規(guī)律及機(jī)理進(jìn)行深入研究。本文通過對(duì)304HC不銹鋼鋼絲冷拉拔，對(duì)拉拔試樣進(jìn)行退火，研究不同退火工藝條件對(duì)其組織和性能的影響，以期為實(shí)際生產(chǎn)工藝的制定提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為某廠生產(chǎn)的直徑為5.5mm的304HC盤元，其化學(xué)成分如表1所示。

盤元經(jīng)過3個(gè)道次（φ5.5mm→φ4.5mm→φ3.8mm→φ3.45mm）的冷拉拔后，將φ3.45mm的鋼絲分別于1050、1080、1100℃的退火溫度和4、6、8m／min的走線速率下進(jìn)行連續(xù)退火。

采用Leica DMR金相顯微鏡觀察退火后試樣的微觀組織形貌。采用CMT4105拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)退火后的鋼絲進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，測(cè)量其力學(xué)性能，主要指標(biāo)為屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及延伸率。

表1 盤元的化學(xué)成分（wB／%）Table1 Chemical compositions of disc yuan

2 結(jié)果與分析

2.1 盤元及硬線的金相組織分析

圖1為φ5.5mm盤元的金相組織形貌照片。由圖1中可見，該304HC盤元的組織大多為等軸奧氏體晶粒，同時(shí)存在少量退火孿晶；邊部組織晶粒尺寸較大（20μm），而芯部組織晶粒尺寸較?。?5μm）。從圖1中還可以看到大量的第二相組織（α鐵素體），呈黑色點(diǎn)狀均勻分布在芯部橫截面上，相對(duì)應(yīng)地在芯部縱截面上存在部分帶狀組織，沿變形方向分布。第二相產(chǎn)生的原因應(yīng)該是由于熱軋后固溶處理時(shí)保溫時(shí)間過短或加熱溫度偏低，使纖維組織中出現(xiàn)α鐵素體。同時(shí)，形變過程中亞穩(wěn)γ相也會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂需F磁性的體心立方馬氏體（α＇）相［3－5］，破壞了組織的均勻性，降低了組織的力學(xué)性能，且使材料不能成為無磁性鋼。

圖2為盤元經(jīng)不同道次冷拉拔后硬線的金相組織照片。由圖2可見，將鋼絲拉拔至φ4.5mm后，奧氏體晶粒被拉長(zhǎng)且出現(xiàn)較多的形變孿晶［6］，各晶粒的變形也呈現(xiàn)出不均勻性，盤元中顆粒狀的第二相組織（α鐵素體）被拉長(zhǎng)呈條帶狀。繼續(xù)拉拔至φ3.8mm及φ3.45mm時(shí)，材料的原始晶粒被徹底破碎，晶界模糊不清，原晶粒已被拉長(zhǎng)形成纖維狀組織，使不銹鋼的塑性減弱，冷加工硬化率增大［7］。同時(shí)晶界上的碳化物在金屬塑性變形過程中釘扎位錯(cuò)，使位錯(cuò)活動(dòng)性明顯減少，產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，材料的強(qiáng)度提高、塑性下降、產(chǎn)生明顯的加工硬化。

圖1 盤元金相組織形貌照片F(xiàn)ig.1 Microstructure of disc yuan

圖2 硬線金相組織形貌照片F(xiàn)ig.2 Microstructure of hard wire

2.2 退火工藝對(duì)鋼絲組織的影響

圖3為走線速率為4m／min時(shí)不同退火溫度下退火后鋼絲縱截面的金相組織形貌照片。由圖3中可見，當(dāng)走線速率為4m／min時(shí)，隨著退火溫度的升高，鋼絲中第二相α鐵素體的數(shù)量逐漸減少；第二相α鐵素體的分布形態(tài)也發(fā)生變化，1080℃下退火后其呈顆粒狀均勻分布于晶粒內(nèi)，1100℃下退火后，其則呈網(wǎng)狀形態(tài)分布于原奧氏體晶界處。

圖3 走線速率為4m／min時(shí)退火后鋼絲的金相組織形貌照片F(xiàn)ig.3 Microstructure of steel wire at different annealing temperatures with 4m／min wire drawing rate

圖4為1100℃、不同走線速率下退火后鋼絲的橫截面金相組織形貌。由圖4中可見，當(dāng)退火溫度一定時(shí)，走線速率越快，退火后組織中第二相的數(shù)量越多，當(dāng)走線速率為8m／min時(shí)第二相的數(shù)量明顯增加，這是由于走線速率過快，組織僅發(fā)生了回復(fù)過程，來不及再結(jié)晶。較多的第二相組織將嚴(yán)重影響鋼絲的組織均勻性，并使鋼絲的塑性明顯降低。

圖4 1100℃下退火后鋼絲的金相組織形貌照片F(xiàn)ig.4 Microstructure of steel wire with different wire drawing rates at 1100℃

不同退火工藝下退火后鋼絲的晶粒尺寸如圖5所示。從圖5中可以看出，隨著退火溫度的升高，鋼絲的晶粒尺寸變大，這是由于退火溫度升高，組織回復(fù)及再結(jié)晶的程度提高，導(dǎo)致晶粒變大；隨著走線速率的降低，晶粒尺寸變大，這是由于走線速率降低，晶粒長(zhǎng)大的時(shí)間延長(zhǎng)，導(dǎo)致晶粒變大［8］。

圖5 不同退火工藝下晶粒尺寸變化Fig.5 Variation of grain size during different annealing processes

2.3 退火工藝對(duì)鋼絲性能的影響

2.3.1 退火溫度的影響

不同退火溫度下退火后鋼絲的力學(xué)性能變化趨勢(shì)如圖6所示。從圖6中可以看出，當(dāng)走線速率為4m／min時(shí)，隨著退火溫度的上升，鋼絲的抗拉強(qiáng)度基本不變，而延伸率先下降后上升。這是因?yàn)樵诘退偻嘶饡r(shí)，鋼絲在退火爐中停留時(shí)間較長(zhǎng)，隨著溫度升高，鋼絲回復(fù)及再結(jié)晶的程度逐漸提高，使加工硬化逐步降低［9］，塑性增加，而溫度低于1080℃下退火后鋼絲延伸率下降是由于部分再結(jié)晶時(shí)出現(xiàn)混晶，使材料的塑性降低。

圖6 不同退火溫度下退火后鋼絲的力學(xué)性能變化Fig.6 Mechanical properties of steel wire at different annealing temperatures

當(dāng)走線速率為6m／min時(shí)，隨著溫度的上升，延伸率也是先下降后上升，而抗拉強(qiáng)度呈相反趨勢(shì)，這是因?yàn)樵?050℃退火時(shí)組織主要以回復(fù)為主；1080℃退火時(shí)由于部分再結(jié)晶出現(xiàn)混晶現(xiàn)象，導(dǎo)致延伸率下降，抗拉強(qiáng)度有所上升；而在1100℃退火時(shí)組織充分再結(jié)晶，晶粒均勻，協(xié)調(diào)變形能力加強(qiáng)，延伸率增大，同時(shí)組織已經(jīng)充分軟化，其抗拉強(qiáng)度下降。

圖7 走線速率為8m／min時(shí)退火后鋼絲的組織形貌照片F(xiàn)ig.7 Microstructure of steel wire at different annealing temperatures with 8m／min wire drawing rate

當(dāng)走線速率為8m／min時(shí)，不同退火溫度下鋼絲的組織形貌照片如圖7所示。由圖7中可見，隨著退火溫度的升高，鋼絲的加工硬化痕跡（帶狀組織）逐漸消失，但是由于走線速率過快，組織再結(jié)晶不充分，無法完全消除加工硬化痕跡，由于冷加工而產(chǎn)生的殘余應(yīng)力也沒有完全消除，導(dǎo)致鋼絲的塑性降低。當(dāng)退火溫度為1050℃時(shí)，組織中只有回復(fù)過程，再結(jié)晶未開始，鋼絲的延伸率較大；當(dāng)退火溫度升至1080℃時(shí)，組織中出現(xiàn)部分再結(jié)晶晶粒，導(dǎo)致混晶致使其延伸率下降，抗拉強(qiáng)度則略有增加，可見在一定范圍內(nèi)提高退火溫度可以改善鋼絲的抗拉強(qiáng)度以及延伸率。而當(dāng)退火溫度繼續(xù)升至1100℃時(shí)，由鋼絲的工程應(yīng)力－應(yīng)變曲線（如圖8所示）可見，鋼絲的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率均達(dá)到最低值。這是由于隨著退火溫度的升高，晶粒粗大，粗大的晶粒間協(xié)調(diào)變形能力減弱，鋼絲塑性惡化。因此，對(duì)于304HC不銹鋼而言，1100℃的退火溫度是不適用的。

2.3.2 走線速率的影響

圖8 走線速率為8m／min時(shí)退火鋼絲的工程應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.8 Engineering stress－strain curve of steel wire at different annealing temperatures with 8m／min wire drawing rate

不同走線速率下鋼絲的力學(xué)性能變化趨勢(shì)如圖9所示。由圖9中可見，當(dāng)退火溫度為1050℃時(shí)，隨著走線速率的增大，鋼絲的抗拉強(qiáng)度顯著提高，延伸率呈降低趨勢(shì)。這是因?yàn)樵?050℃退火時(shí)，鋼絲在退火爐中走線速率的降低有利于提高鋼絲的回復(fù)程度，第二相（α鐵素體）較充分地奧氏體化，使得抗拉強(qiáng)度逐漸降低，同時(shí)由于原來的針狀鐵素體的固溶，有利于延伸率的提高。

當(dāng)退火溫度為1080℃時(shí)，隨著走線速率的增大，鋼絲的抗拉強(qiáng)度先上升后下降，延伸率呈相反的變化趨勢(shì)。不同走線速率下鋼絲的組織形貌照片如圖10所示。由圖10中可見，走線速率為4 m／min時(shí)，第二相α鐵素體奧氏體化較充分，并且再結(jié)晶晶粒開始長(zhǎng)大［10］，由 Hall－Petch關(guān)系可知，材料的強(qiáng)度與晶粒尺寸平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，所以此時(shí)鋼絲的強(qiáng)度較低，而由于組織奧氏體化較充分，殘余應(yīng)力得到消除，延伸率提高；當(dāng)走線速率為6m／min時(shí)，因在爐中的時(shí)間縮短而出現(xiàn)部分再結(jié)晶，碳化物沿晶界析出，所以此時(shí)鋼絲強(qiáng)度上升、延伸率下降；當(dāng)走線速率提高到8 m／min時(shí)，鋼絲的在爐中停留時(shí)間過短，不能使針狀鐵素體奧氏體化，同時(shí)在短時(shí)間的退火過程中，晶界也會(huì)遭到碳化物釘扎而很難遷移，而碳化物溶解也需要一定時(shí)間，此時(shí)未發(fā)生再結(jié)晶，只有比較充分的回復(fù)，使得鋼絲抗拉強(qiáng)度下降，但是其延伸率較走線速率為6m／min的鋼絲的延伸率高，這是因?yàn)楫?dāng)走線速率為6m／min時(shí)，組織發(fā)生混晶，鋼絲的塑性降低。

圖9 不同走線速率下退火后鋼絲的力學(xué)性能變化Fig.9 Mechanical properties of steel wire at different wire drawing rates

圖10 1080℃退火后鋼絲的組織形貌照片F(xiàn)ig.10 Microstructure of steel wire with different wire drawing rates at 1080℃

圖11 1100℃下退火時(shí)鋼絲的工程應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.11 Engineering stress－strain curve of steel wire with different wire drawing rates at 1100℃

退火溫度為1100℃、不同走線速率下退火時(shí)鋼絲的工程應(yīng)力－應(yīng)變曲線如圖11所示。由圖11中可知，隨著走線速率的降低，材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度降低，延伸率增大。這是因?yàn)殡S著走線速率的降低，鋼絲再結(jié)晶充分，殘余應(yīng)力消除，塑性提高。綜上所述，降低走線速率可明顯地改善鋼絲的塑性。

304HC主要為冷鐓用鋼，鋼絲要具有較低的變形抗力和較好的塑性。綜上所述，選用退火溫度為1050℃、走線速率為4m／min并快速冷卻的退火工藝，可使材料發(fā)生再結(jié)晶，并抑制晶粒的長(zhǎng)大和碳化物的沿晶析出，使材料中的位錯(cuò)密度降低，殘余應(yīng)力得到消除，材料的塑性恢復(fù)，從而獲得最佳的軟化效果。

3 結(jié)論

（1）304HC奧氏體不銹鋼鋼絲退火后的顯微組織基本為等軸奧氏體晶粒，若退火溫度較低或走線速率較小則會(huì)出現(xiàn)大量的第二相鐵素體組織；若退火溫度較高或走線速率較小則第二相鐵素體組織數(shù)量較少。

（2）隨退火溫度的升高和走線速率的降低，鋼絲中晶粒增大且大小均勻，有助于增強(qiáng)材料的成型性能。當(dāng)在1050℃或1080℃下退火時(shí)，走線速率對(duì)鋼絲力學(xué)性能的影響較大；當(dāng)在1100℃下退火時(shí)，走線速率對(duì)鋼絲力學(xué)性能影響程度減弱；降低走線速率有利于增加鋼絲斷面延伸率。

（3）選用1050℃退火、走線速率為4m／min并快速冷卻的退火工藝，組織發(fā)生再結(jié)晶，第二相組織奧氏體化，晶粒大小均勻，材料獲得較好的塑性，同時(shí)也獲得比較優(yōu)異的綜合性能。

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