图3展示了多道次冷轧过程中Abaqus模拟得到的温度场和等效塑性应变分布，重点对比A1、A4、W2和W4样品。空气冷却Series A在道次间热量不断累积，A1后温度约39 °C，A4后可升至约43 °C；水冷Series W则将温度控制在约33-37 °C，明显降低了绝热升温影响。等效塑性应变在样品表层略高于中心区域，这与轧制摩擦和近表面塑性变形更强有关。随着轧制道次增加，应变分布逐渐向厚度方向扩展并趋于均匀。该图说明，水冷不仅降低轧制温升，还能使变形温度更接近M_d，从而为α′马氏体转变提供更有利条件。

图6展示了空气冷却样品A1和A3的光学显微组织，用于说明剪切带和马氏体随累积变形增加而演化。A1样品经过第一道次轧制后，原始奥氏体晶粒内部出现孤立剪切带，暗色马氏体区域较少，说明此时应变诱导转变尚处于初始阶段。A3样品经历更高累积变形后，剪切带数量明显增加，并出现更多剪切带交叉区域。暗色腐蚀区域沿剪切带网络分布，代表α′马氏体富集区，表明剪切带交叉是α′马氏体的重要形核位置。该图从组织形貌上证明，多道次冷轧通过持续积累塑性应变，促进剪切带增殖和α′马氏体形成。

图8系统展示了Series A和Series W样品的维氏硬度、屈服强度以及典型真应力-真应变曲线。退火态304L硬度仅约148 HV，经过第一道次冷轧后两组样品硬度迅速升至约283 HV，说明冷变形和初始马氏体转变显著强化基体。继续轧制后硬度进一步升高，A4达到约326 HV，W4达到约331 HV，水冷样品整体略高。屈服强度也随道次增加明显提高，A4达到1184.0 MPa，W4达到1260.3 MPa，远高于退火态276.5 MPa。真应力-真应变曲线显示，随着冷轧道次增加，强度提升的同时均匀延伸能力下降，体现了α′马氏体强化与塑性损失之间的典型权衡。

图9展示了退火态、A1、A4和W4样品的磨损失重随时间变化曲线，以及销盘磨损过程的Abaqus接触应力模拟。退火态样品磨损速率最高，约为8.42 × 10⁻⁴ g/min，这与其低硬度和全奥氏体组织有关。冷轧后耐磨性明显改善，其中W4磨损速率最低，仅约2.96 × 10⁻⁴ g/min，较退火态降低约65%。A4和A1处于中间水平，分别约为4.1 × 10⁻⁴ g/min和6.53 × 10⁻⁴ g/min，说明冷轧道次和马氏体含量越高，耐磨性越强。模拟结果显示W4接触应力约285 MPa，高于A1的230 MPa，反映其表层硬化后抵抗塑性变形和材料剥落的能力更强。

图10给出了不同样品在3 h和8 h磨损后的SEM磨痕形貌，用于分析磨损机制差异。退火态样品在3 h时已经出现明显黏着磨损、剥落坑和氧化碎屑，8 h后磨痕加深，并伴随沟槽、分层和微裂纹，说明软奥氏体基体更容易发生严重材料损失。A1样品因马氏体含量较低，仍可见较明显剥落和黏着磨屑，耐磨改善有限。A4样品磨痕损伤减轻，沟槽和剥落区域减少，表明冷轧诱导的α′马氏体硬化层能削弱磨损破坏。W4样品磨痕最平整，塑性变形和大块剥落最少，磨屑更细小，说明水冷促进的高α′马氏体含量和高硬度是提高304L不锈钢抗黏着磨损和抗磨粒磨损能力的关键。