浙江至德鋼業(yè)有限公司不銹鋼無縫管初始組織由鐵素體和珠光體組成，在拉拔過程中，鐵素體被拉長，可見沿變形方向形成的亞晶界；在3000倍放大條件下，可見珠光體呈塊狀，內(nèi)部為片層狀組織結(jié)構(gòu)，基本未受到變形的影響。這是由于在鋼管冷拔過程中，需經(jīng)過多次的中間退火以避免拉拔時(shí)造成開裂，所以珠光體的整個(gè)變形過程中并未被壓碎。加熱至臨界區(qū)退火時(shí)，奧氏體在珠光體所在位置形核，通過擴(kuò)散的方式長大。工藝臨界區(qū)退火的時(shí)間為20秒，由于保溫時(shí)間較短，沒有為碳元素提供充分的擴(kuò)散時(shí)間，奧氏體體積較小，所以內(nèi)部的碳濃度仍然較高，經(jīng)過20秒的貝氏體等溫后，得到了如圖所示的退火組織。在等溫淬火過程中，兩相區(qū)形成的奧氏體相變?yōu)閺浬⒌奶蓟铮挥谠楣怏w區(qū)域，但不存在片層結(jié)構(gòu)，大多呈現(xiàn)為粒狀。而鐵素體在退火后，內(nèi)部的亞晶界消除并呈等軸化，晶粒尺寸有所增加，可見，鐵素體再結(jié)晶在短時(shí)間內(nèi)迅速完成。由至德鋼業(yè)退火后的組織分析可知，在20秒的兩相區(qū)退火過程中，鐵素體完成了再結(jié)晶，在原珠光體區(qū)域奧氏體晶核形成，此過程發(fā)生在鐵素體／珠光體晶界處以及鐵索體內(nèi)部，由于時(shí)間非常短，所以可以認(rèn)為，奧氏體晶核形核在鐵素體內(nèi)部和邊界幾乎是同時(shí)形核的。而奧氏體的長大是通過擴(kuò)散控制的，所以在該工藝條件下，并未完成充分的長大，并且奧氏體內(nèi)部碳濃度存在較大梯度，造成在淬火的過程中，并未形成預(yù)期的低溫貝氏體組織，而是在原珠光體區(qū)域形成了彌散分布的碳化物。為確定造成該現(xiàn)象的原因，進(jìn)行了工藝的兩階段退火實(shí)驗(yàn)。

  在第一種工藝中，保持兩相區(qū)退火時(shí)間20秒不變，增加貝氏體區(qū)等溫時(shí)間至60秒，退火后組織如圖所示，可見，隨著保溫時(shí)間的增加，細(xì)小的碳化物消失，其通過相互融合的方式聚集，形成了尺寸較大的碳化物組織，但仍未形成低溫貝氏體組織。兩階段退火工藝將兩相區(qū)退火時(shí)間增加至30秒，貝氏體區(qū)等溫時(shí)間保持20秒不變，得到了如圖所示的微觀組織。奧氏體經(jīng)過貝氏體區(qū)等溫淬火，形成了島狀組織，為典型的低溫淬火組織，多分布于鐵素體晶界處，少量分布于鐵素體內(nèi)部。由圖可見，島狀組織分為兩種分布方式，一為相互聚集在貝氏體區(qū)域，在圖中由白色虛線圈出，二為單獨(dú)存在的M/A島分布于鐵素體晶界或鐵素體內(nèi)部，組織內(nèi)部仍存在少量的碳化物，可見，在兩相區(qū)內(nèi)奧氏體的長大仍未完全。在第二種工藝條件下的試樣經(jīng)EBSD相分析后，得到如圖所示的結(jié)果。不同取向的殘余奧氏體標(biāo)示在圖中，可見，在該工藝下，殘余奧氏體的含量較低，大部分的島狀組織為貝氏體或馬氏體，在圖中呈現(xiàn)為黑色，這是由于其菊池花樣不明銳造成的。

  由以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，兩帽區(qū)退火過程中，奧氏體在原珠光體區(qū)域形核，由于奧氏體的長大是山擴(kuò)散控制的，所以需經(jīng)過在兩相區(qū)足夠時(shí)間的保溫，使奧氏體長大過程中溶解碳化物，從而直接決定奧氏體的最終淬火組織，而單純延長貝氏體區(qū)等溫時(shí)間無法達(dá)到該效果。在830℃臨界區(qū)退火條件下，兩相區(qū)保溫時(shí)間30秒為改變奧氏體淬火組織的臨界保溫時(shí)間。通過拉伸試驗(yàn)對不同工藝的試樣力學(xué)性能進(jìn)行測試，得到如圖所示的工程應(yīng)力．應(yīng)變曲線。三種工藝的曲線中均出現(xiàn)了屈服平臺，組織中碳化物的存在會對位錯(cuò)脫釘造成困難，從而使試樣在屈服過程中出現(xiàn)位錯(cuò)纏結(jié)形成了屈服平臺。工藝中的試樣中碳化物含量相當(dāng)，但是工藝中碳化物的尺寸較大，所以屈服平臺更長，而工藝中碳化物的含量很少，所以屈服平臺最短。另外，碳化物對屈服的影響也體現(xiàn)在屈服強(qiáng)度方面，在表所示的力學(xué)性能參數(shù)中可見，工藝中的屈服強(qiáng)度最高，而工藝最低。由于本實(shí)驗(yàn)中各工藝所得到的不銹鋼無縫管的基體組織均為鐵素體，所以抗拉強(qiáng)度相差不大，所以屈服強(qiáng)度直接影響試樣的屈強(qiáng)比。貝氏體區(qū)等溫淬火形成了少量的殘余奧氏體，對試樣的塑性有一定程度的提高，加工硬化指數(shù)和延伸率略有上升。由此可見，通過合理的退火工藝，可以消除不銹鋼無縫管的屈服平臺，降低屈強(qiáng)比，提高延伸率，最大程度地提高其二次加工性能。

 浙江至德鋼業(yè)有限公司將兩相區(qū)的保溫時(shí)間為別制定為60秒、120秒和300秒，與工藝進(jìn)行對比，通過微觀組織和力學(xué)的性能的分析，進(jìn)一步對奧氏體在等溫淬火過程中的相變過程進(jìn)行研究，作為不銹鋼無縫管快速熱處理工藝開發(fā)的依據(jù)。經(jīng)過不同工藝退火后的試樣微觀組織掃描照片如圖所示，可見，保溫時(shí)間由30秒增加至120秒過程中，島狀組織體積分?jǐn)?shù)隨著保溫時(shí)間的增加而增加，即兩相區(qū)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)隨著保溫時(shí)間的增加而增加。而對比圖可見，保溫時(shí)間增加至300秒時(shí)，兩相區(qū)退火時(shí)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)變化不大，由此可知，在830℃臨界退火條件下，120秒時(shí)奧氏體和鐵素體的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到了平衡，繼續(xù)增加保溫時(shí)間不會造成兩相間體積分?jǐn)?shù)的變化。另外，經(jīng)不同時(shí)間的臨界區(qū)退火后，圖中的島狀組織體積分?jǐn)?shù)增加，是由于產(chǎn)生了新的晶粒，而不是原有晶粒尺寸增加，可知，兩相區(qū)中的奧氏體的晶粒尺寸在保溫時(shí)間增加時(shí)不會有較大的變化，體積分?jǐn)?shù)增加主要來自新形成的奧氏體晶粒。所以，不銹鋼無縫管在兩相區(qū)臨界退火過程中，奧氏體的形核也具有一定的先后順序，隨著保溫時(shí)間的增加，奧氏體晶核增多，生成更多的奧氏體晶粒。珠光體密集區(qū)域最先形核的奧氏體，定義為γ1，其次為獨(dú)立的珠光體區(qū)域形核的奧氏體，定義為Y2;最后為彌散的碳化物區(qū)域形核的奧氏體，定義為Y3。

  保溫時(shí)間增加至300秒時(shí)，在試樣微觀組織中觀察到了薄膜狀組織，在圖中由紅色圓圈標(biāo)注，該組織在前三種工藝中均未出現(xiàn)。通過之前的分析可知，該種組織為新形成的奧氏體，在等溫淬火后大多以殘余奧氏體的形式存在。相比塊狀殘余奧氏體，薄膜狀的殘余奧氏體具有更高的機(jī)械穩(wěn)定性，在變形過程中對塑性的提高更明顯。對比傳統(tǒng)不銹鋼無縫管生產(chǎn)工藝所形成的微觀組織，快速熱處理工藝條件下的不銹鋼無縫管中存在更多的薄膜狀殘余奧氏體，如圖所示，分別為傳統(tǒng)工藝和快速熱處理工藝條件下的不銹鋼無縫管的微觀組織，圖中箭頭所示的為薄膜狀殘余奧氏體，在貝氏體區(qū)域和鐵素體晶界或內(nèi)部均可觀察到該組織，而傳統(tǒng)工藝條件下則幾乎不存在。在傳統(tǒng)工藝過程中，為了使碳原子充分的擴(kuò)散至奧氏體中，增加了兩相區(qū)保溫時(shí)間，使γ1奧氏體晶粒具有很高的化學(xué)穩(wěn)定性，從而保證其在室溫下能夠保留下來；而γ2奧氏體晶粒含碳量較低，在淬火至貝氏體區(qū)時(shí)發(fā)牛貝氏體相變，而使其周圍未相變的奧氏體晶粒二次富碳，降至室溫時(shí)保留了下來，為了保征二次富碳充分，貝氏體區(qū)的保溫時(shí)間也需要有所延長。γ3奧氏體在長時(shí)間的保溫過程中，晶粒呈球狀，如圖中箭頭所示。