退火工藝對304HC奧氏體不銹鋼鋼絲組織和性能的影響

裴 宇，宋仁伯，楊富強，高 喆，鄧 鵬

（北京科技大學材料科學與工程學院，北京，100081）

304HC奧氏體不銹鋼是在原304不銹鋼的基礎上加入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行強化，但可以通過形變的方式提高其強度，即對奧氏體不銹鋼進行多次拉拔，利用強烈的加工硬化來提高奧氏體不銹鋼鋼絲的強度［1］。拉拔后，微觀上鋼絲內滑移面及晶界上將出現大量位錯，致使點陣產生畸變。隨著變形的進行，畸變量增加，鋼絲的變形抗力和強度提高，而塑性降低。當加工硬化達到一定程度，繼續變形時，鋼絲便會產生裂紋甚至有斷裂的危險。因此，在304HC不銹鋼鋼絲拉拔過程中，一般都必須進行軟化退火，消除其殘余應力，提高材料塑性，消除加工硬化，以便能進行下一道加工［2］。為了選擇最佳的退火工藝參數，需要對鋼絲加工硬化和退火軟化的規律及機理進行深入研究。本文通過對304HC不銹鋼鋼絲冷拉拔，對拉拔試樣進行退火，研究不同退火工藝條件對其組織和性能的影響，以期為實際生產工藝的制定提供依據。

1 實驗材料與方法

實驗材料為某廠生產的直徑為5.5mm的304HC盤元，其化學成分如表1所示。

盤元經過3個道次（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的走線速率下進行連續退火。

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拉伸試驗機對退火后的鋼絲進行拉伸實驗，測量其力學性能，主要指標為屈服強度、抗拉強度及延伸率。

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

2 結果與分析

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），呈黑色點狀均勻分布在芯部橫截面上，相對應地在芯部縱截面上存在部分帶狀組織，沿變形方向分布。第二相產生的原因應該是由于熱軋后固溶處理時保溫時間過短或加熱溫度偏低，使纖維組織中出現α鐵素體。同時，形變過程中亞穩γ相也會轉變為具有鐵磁性的體心立方馬氏體（α＇）相［3－5］，破壞了組織的均勻性，降低了組織的力學性能，且使材料不能成為無磁性鋼。

圖2為盤元經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，奧氏體晶粒被拉長且出現較多的形變孿晶［6］，各晶粒的變形也呈現出不均勻性，盤元中顆粒狀的第二相組織（α鐵素體）被拉長呈條帶狀。繼續拉拔至φ3.8mm及φ3.45mm時，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］。同時晶界上的碳化物在金屬塑性變形過程中釘扎位錯，使位錯活動性明顯減少，產生位錯塞積，材料的強度提高、塑性下降、產生明顯的加工硬化。

圖1 盤元金相組織形貌照片Fig.1 Microstructure of disc yuan

圖2 硬線金相組織形貌照片Fig.2 Microstructure of hard wire

2.2 退火工藝對鋼絲組織的影響

圖3為走線速率為4m／min時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，當走線速率為4m／min時，隨著退火溫度的升高，鋼絲中第二相α鐵素體的數量逐漸減少；第二相α鐵素體的分布形態也發生變化，1080℃下退火后其呈顆粒狀均勻分布于晶粒內，1100℃下退火后，其則呈網狀形態分布于原奧氏體晶界處。

圖3 走線速率為4m／min時退火后鋼絲的金相組織形貌照片Fig.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，當退火溫度一定時，走線速率越快，退火后組織中第二相的數量越多，當走線速率為8m／min時第二相的數量明顯增加，這是由于走線速率過快，組織僅發生了回復過程，來不及再結晶。較多的第二相組織將嚴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Fig.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，組織回復及再結晶的程度提高，導致晶粒變大；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，晶粒長大的時間延長，導致晶粒變大［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性能變化趨勢如圖6所示。從圖6中可以看出，當走線速率為4m／min時，隨著退火溫度的上升，鋼絲的抗拉強度基本不變，而延伸率先下降后上升。這是因為在低速退火時，鋼絲在退火爐中停留時間較長，隨著溫度升高，鋼絲回復及再結晶的程度逐漸提高，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晶時出現混晶，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性能變化Fig.6 Mechanical properties of steel wire at different annealing temperatures

當走線速率為6m／min時，隨著溫度的上升，延伸率也是先下降后上升，而抗拉強度呈相反趨勢，這是因為在1050℃退火時組織主要以回復為主；1080℃退火時由于部分再結晶出現混晶現象，導致延伸率下降，抗拉強度有所上升；而在1100℃退火時組織充分再結晶，晶粒均勻，協調變形能力加強，延伸率增大，同時組織已經充分軟化，其抗拉強度下降。

圖7 走線速率為8m／min時退火后鋼絲的組織形貌照片Fig.7 Microstructure of steel wire at different annealing temperatures with 8m／min wire drawing rate

當走線速率為8m／min時，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，組織再結晶不充分，無法完全消除加工硬化痕跡，由于冷加工而產生的殘余應力也沒有完全消除，導致鋼絲的塑性降低。當退火溫度為1050℃時，組織中只有回復過程，再結晶未開始，鋼絲的延伸率較大；當退火溫度升至1080℃時，組織中出現部分再結晶晶粒，導致混晶致使其延伸率下降，抗拉強度則略有增加，可見在一定范圍內提高退火溫度可以改善鋼絲的抗拉強度以及延伸率。而當退火溫度繼續升至1100℃時，由鋼絲的工程應力－應變曲線（如圖8所示）可見，鋼絲的屈服強度、抗拉強度和延伸率均達到最低值。這是由于隨著退火溫度的升高，晶粒粗大，粗大的晶粒間協調變形能力減弱，鋼絲塑性惡化。因此，對于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時退火鋼絲的工程應力－應變曲線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性能變化趨勢如圖9所示。由圖9中可見，當退火溫度為1050℃時，隨著走線速率的增大，鋼絲的抗拉強度顯著提高，延伸率呈降低趨勢。這是因為在1050℃退火時，鋼絲在退火爐中走線速率的降低有利于提高鋼絲的回復程度，第二相（α鐵素體）較充分地奧氏體化，使得抗拉強度逐漸降低，同時由于原來的針狀鐵素體的固溶，有利于延伸率的提高。

當退火溫度為1080℃時，隨著走線速率的增大，鋼絲的抗拉強度先上升后下降，延伸率呈相反的變化趨勢。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，第二相α鐵素體奧氏體化較充分，并且再結晶晶粒開始長大［10］，由 Hall－Petch關系可知，材料的強度與晶粒尺寸平方根的倒數呈線性關系，所以此時鋼絲的強度較低，而由于組織奧氏體化較充分，殘余應力得到消除，延伸率提高；當走線速率為6m／min時，因在爐中的時間縮短而出現部分再結晶，碳化物沿晶界析出，所以此時鋼絲強度上升、延伸率下降；當走線速率提高到8 m／min時，鋼絲的在爐中停留時間過短，不能使針狀鐵素體奧氏體化，同時在短時間的退火過程中，晶界也會遭到碳化物釘扎而很難遷移，而碳化物溶解也需要一定時間，此時未發生再結晶，只有比較充分的回復，使得鋼絲抗拉強度下降，但是其延伸率較走線速率為6m／min的鋼絲的延伸率高，這是因為當走線速率為6m／min時，組織發生混晶，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Fig.10 Microstructure of steel wire with different wire drawing rates at 1080℃

圖11 1100℃下退火時鋼絲的工程應力－應變曲線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鋼絲的工程應力－應變曲線如圖11所示。由圖11中可知，隨著走線速率的降低，材料的屈服強度、抗拉強度降低，延伸率增大。這是因為隨著走線速率的降低，鋼絲再結晶充分，殘余應力消除，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，可使材料發生再結晶，并抑制晶粒的長大和碳化物的沿晶析出，使材料中的位錯密度降低，殘余應力得到消除，材料的塑性恢復，從而獲得最佳的軟化效果。

3 結論

（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出現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，有助于增強材料的成型性能。當在1050℃或1080℃下退火時，走線速率對鋼絲力學性能的影響較大；當在1100℃下退火時，走線速率對鋼絲力學性能影響程度減弱；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，組織發生再結晶，第二相組織奧氏體化，晶粒大小均勻，材料獲得較好的塑性，同時也獲得比較優異的綜合性能。

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