冷拔珠光體鋼絲因其具有超高強(qiáng)度的同時(shí)仍保持一定韌性，廣泛應(yīng)用于汽車輪胎子午鋼簾線、橋梁纜索、彈簧鋼和切割鋼絲等重要工程領(lǐng)域[1,2,3,4,5,6]。目前，國(guó)內(nèi)外致力于新一代超高強(qiáng)度鋼絲(橋梁纜索2100 MPa級(jí)鍍鋅鋼絲、5000 MPa級(jí)切割鋼絲等)的研發(fā)與應(yīng)用。因此，進(jìn)一步提升冷拔鋼絲的綜合性能，特別是研發(fā)超高強(qiáng)度鋼絲，已成為這一領(lǐng)域的新熱點(diǎn)[7,8,9,10]。

近年來(lái)，超大形變珠光體鋼絲的顯微組織影響其性能的機(jī)制一直是研究的焦點(diǎn)，已發(fā)現(xiàn)鋼絲冷拔過(guò)程中，珠光體片層逐漸轉(zhuǎn)向拉拔方向形成<110>織構(gòu)[11,12]、珠光體片層間距不斷細(xì)化減薄[13,14]、鐵素體中位錯(cuò)密度增加[9,13]、滲碳體發(fā)生分解[15,16,17,18]等對(duì)冷拔后鋼絲的性能有重要的影響。然而，由于超大形變冷拔鋼絲中存在高密度的晶體缺陷，形變過(guò)程中滲碳體發(fā)生分解及珠光體片層減薄導(dǎo)致界面自由能增加[13]，使冷拔后珠光體鋼絲對(duì)熱變化敏感。冷拔鋼絲經(jīng)高溫?zé)崽幚砗笥捎跐B碳體發(fā)生球化[19,20,21]、滲碳體析出[22]、鐵素體回復(fù)再結(jié)晶[23,24]等顯微組織變化會(huì)導(dǎo)致鋼絲強(qiáng)度下降，塑性提升。為了進(jìn)一步提高冷拔鋼絲的強(qiáng)度，獲得熱力學(xué)較為穩(wěn)定的鋼絲，對(duì)超大形變冷拔鋼絲進(jìn)行低溫?zé)崽幚恚捎跐B碳體分解[23]、溶解的C重新分配[25,26,27,28,29,30]、非晶滲碳體晶化[21]等能使冷拔鋼絲強(qiáng)度提高。然而，由于超大形變冷拔鋼絲顯微結(jié)構(gòu)與性能的復(fù)雜性，相關(guān)工作并沒(méi)有詳細(xì)研究低溫?zé)崽幚砗箐摻z顯微結(jié)構(gòu)演變的特點(diǎn)及其與性能之間的關(guān)系；再者，過(guò)去的研究主要集中于對(duì)單一的形變量進(jìn)行熱處理研究，并沒(méi)有考慮應(yīng)變的影響。目前，關(guān)于超大形變冷拔鋼絲超低溫回火處理的研究較少，尤其是針對(duì)不同應(yīng)變的超大形變冷拔珠光體鋼絲，即使在相同參數(shù)下進(jìn)行熱處理，熱處理也會(huì)對(duì)顯微組織和力學(xué)性能產(chǎn)生不同的影響，但其力學(xué)性能和微觀組織演變的機(jī)理目前尚沒(méi)有深入的研究。

為了弄清楚應(yīng)變和回火工藝對(duì)超大形變冷拔鋼絲顯微組織和力學(xué)性能的影響，本工作以超大應(yīng)變冷拔珠光體鋼絲為研究對(duì)象，研究應(yīng)變和回火處理工藝對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能的影響，并對(duì)其機(jī)制進(jìn)行探討。

實(shí)驗(yàn)所用的鋼絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.92，Mn 0.3，Si 0.17，Cr 0.196，Ni 0.13，S 0.008，P 0.008，F(xiàn)e余量。熱軋盤條(直徑5.5 mm)酸洗磷化后，連續(xù)拉拔獲得應(yīng)變(ε)為3.0、3.5、4.0和4.5的超大應(yīng)變冷拔鋼絲，壓縮率為98.9%，道次平均壓縮率約為16%。將冷拔后的鋼絲在120~170 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行超低溫回火，回火處理時(shí)間分別為2、4、8、16和32 min。

拉伸測(cè)試在INSTRON 2344型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min。利用Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)觀察回火前后鋼絲縱截面顯微組織的變化，采用JEM 2100F型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡(FE-TEM)觀察回火前后鋼絲微觀結(jié)構(gòu)的演變，加速電壓200 kV。利用STA 449 F1型差示掃描量熱儀(DSC)對(duì)不同應(yīng)變的冷拔鋼絲進(jìn)行分析，升溫速率20 ℃/min，保護(hù)氣為Ar氣。利用LEAP 4000X HR三維原子探針(3DAP)對(duì)冷拔后鋼絲的C分布進(jìn)行重構(gòu)，殘余壓強(qiáng)為3×10-9Pa，脈沖頻率200 kHz。

圖1是不同回火溫度下不同應(yīng)變(ε=3.0、3.5、4.0、4.5)冷拔鋼絲的抗拉強(qiáng)度與回火時(shí)間的關(guān)系曲線。從圖1a中可以看出，冷拔鋼絲經(jīng)120 ℃回火處理后，不同應(yīng)變冷拔鋼絲的抗拉強(qiáng)度均有所提升，隨回火時(shí)間延長(zhǎng)，鋼絲強(qiáng)度最終達(dá)到平穩(wěn)狀態(tài)；應(yīng)變?cè)酱螅鼗鹛幚砗箐摻z的抗拉強(qiáng)度提高的幅度越小。冷拔鋼絲經(jīng)150 ℃較短時(shí)間(4 min)回火處理后，鋼絲強(qiáng)度就達(dá)到平穩(wěn)狀態(tài)，見(jiàn)圖1b。鋼絲經(jīng)更高溫度(170 ℃)回火處理后，對(duì)于ε≤4.0的鋼絲，回火處理后強(qiáng)度有所提升，而ε=4.5的鋼絲，回火處理后強(qiáng)度明顯下降，如圖1c所示，當(dāng)回火時(shí)間為32 min時(shí)，抗拉強(qiáng)度比回火前下降約200 MPa，且隨回火時(shí)間的延長(zhǎng)，鋼絲強(qiáng)度仍有繼續(xù)下降的趨勢(shì)，此時(shí)，應(yīng)變?cè)黾訋?lái)了不同的影響。

圖2是不同應(yīng)變下冷拔鋼絲經(jīng)不同溫度回火32 min前后的工程應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系曲線。可以看到，ε=3.0的鋼絲在120、150和170 ℃回火32 min后，鋼絲強(qiáng)度提升，但塑性略有下降。ε=4.5的鋼絲在170 ℃回火32 min后，鋼絲的強(qiáng)度與塑性同時(shí)下降(圖2b)，在120 ℃回火32 min后，鋼絲的強(qiáng)度比回火前只提高了20 MPa。

結(jié)合圖1和2可知，對(duì)于ε≤4的鋼絲，在150 ℃回火8 min后，鋼絲抗拉強(qiáng)度提高約150 MPa，此時(shí)鋼絲塑性雖略有下降，但仍具有一定的塑性，可滿足某些工程應(yīng)用的要求；而對(duì)于ε=4.5的鋼絲，可考慮在更低的溫度進(jìn)行回火熱處理，以獲得預(yù)期性能的鋼絲。

圖3是熱軋盤條和冷拔鋼絲(ε=3.0)經(jīng)170 ℃回火處理32 min前后縱截面的顯微組織。從圖3a可以看到，原始盤條珠光體組織是由鐵素體相和滲碳體相組成的片層組織，珠光體團(tuán)中珠光體片層隨機(jī)分布，沒(méi)有明顯的擇優(yōu)取向。鋼絲經(jīng)超大應(yīng)變變形后，珠光體組織平行于拉拔方向，如圖3b中箭頭所示，組織高度纖維化，由于珠光體承受劇烈的塑性變形，形貌上雖呈現(xiàn)層片狀，但其微結(jié)構(gòu)已遭到破壞，如圖3b所示；170 ℃回火32 min后高度纖維化的顯微組織與冷拔鋼絲的顯微組織并沒(méi)有明顯的區(qū)別，如圖3c所示。

圖4是冷拔鋼絲(ε=3.0)經(jīng)170 ℃回火處理32 min前后縱截面顯微組織的TEM明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像。可以看出，超大應(yīng)變的冷拔鋼絲珠光體片層平行于拉拔方向，珠光體片層間距約為35 nm，鐵素體的片層厚度約30 nm，鐵素體片層內(nèi)有大量的晶體缺陷，如圖4a中白色箭頭所示；從圖4b可以看到，冷拔鋼絲中滲碳體片層與拉拔方向平行，滲碳體片層厚度約為5 nm，此時(shí)只能觀察到較少的滲碳體顆粒，不再是連續(xù)的晶態(tài)片層結(jié)構(gòu)，說(shuō)明鋼絲經(jīng)劇烈塑性變形后，滲碳體的片層結(jié)構(gòu)遭到了嚴(yán)重的破壞，滲碳體發(fā)生了碎化。經(jīng)170 ℃回火處理32 min后(圖4c)，鋼絲的片狀珠光體組織依然平行于拉拔方向，珠光體片層間距約35 nm，可以觀察到滲碳體片層中形成了許多納米尺寸的滲碳體小顆粒，如圖4d所示，滲碳體顆粒的尺寸為2~4 nm，數(shù)量明顯比未回火處理的鋼絲中多，說(shuō)明冷拔鋼絲在170 ℃回火32 min后形成了納米尺寸的小顆粒滲碳體。

圖5是冷拔鋼絲(ε=3.5)經(jīng)170 ℃回火32 min前后的HRTEM像。通過(guò)HRTEM對(duì)回火前冷拔鋼絲的滲碳體微結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察，對(duì)滲碳體片層的A2選區(qū)進(jìn)行Fourier變換后滲碳體衍射花樣是一個(gè)離散的亮斑，反Fourier變換后的區(qū)域是一個(gè)原子無(wú)序排列的結(jié)構(gòu)，說(shuō)明經(jīng)超大應(yīng)變的鋼絲中滲碳體晶體結(jié)構(gòu)被嚴(yán)重破壞，轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠址蔷B(tài)。而對(duì)鐵素體片層中A1區(qū)域經(jīng)過(guò)反Fourier變換后有明顯的晶格條紋，晶面間距約為0.196 nm，同時(shí)也注意到該晶面上有2個(gè)刃型位錯(cuò)。冷拔鋼絲經(jīng)回火處理后，對(duì)滲碳體片層中形成的納米顆粒滲碳體進(jìn)行HRTEM觀察，圖5b中方框選區(qū)中的滲碳體經(jīng)反Fourier變換后有明顯的晶格條紋，晶面間距約為0.206 nm，結(jié)合滲碳體Fourier變換的衍射花樣，說(shuō)明冷拔鋼絲回火后，非晶滲碳體發(fā)生原位再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶滲碳體。

圖6是ε=4.5的鋼絲中C的三維空間分布(3DAP)和垂直方向及水平方向的C濃度分布圖。其中圖6a重構(gòu)體積為55 nm×52 nm×120 nm，圖6b是垂直方向的C濃度分布(自上而下)，圖6c是水平方向C濃度分布(從左到右)。鋼絲經(jīng)超大應(yīng)變變形后，部分滲碳體片層中的C濃度約為12.3% (原子分?jǐn)?shù))，甚至更低，如圖6c所示，遠(yuǎn)小于珠光體組織平衡濃度25% (原子分?jǐn)?shù))，說(shuō)明鋼絲經(jīng)超大應(yīng)變變形后，珠光體組織中的滲碳體發(fā)生分解，同時(shí)結(jié)合垂直方向C濃度的分布(圖6b)，可知滲碳體分解后，C可能擴(kuò)散到鐵素體中，導(dǎo)致鐵素體內(nèi)的C含量增加，而鐵素體中C的溶解度是有限的，C的擴(kuò)散可能會(huì)形成過(guò)飽和的鐵素體固溶體。

圖7是冷拔鋼絲(ε=4.0)經(jīng)150 ℃回火32 min后縱截面組織的TEM明場(chǎng)像和對(duì)應(yīng)的電子衍射花樣。可以看到，衍射花樣有明顯的尾翼和拖拽效應(yīng)，可能是由于C原子在位錯(cuò)處偏析引起的[31]。大應(yīng)變鋼絲中滲碳體發(fā)生分解，鋼絲中C原子彌散分布(圖6)，而經(jīng)170 ℃回火處理后，非晶滲碳體發(fā)生原位再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米滲碳體顆粒(圖4d、5b)，在低于150 ℃回火處理后，C原子偏析到位錯(cuò)或界面處(圖7)，納米晶滲碳體和偏析的C原子會(huì)阻礙和釘扎位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)[21,22,25,26,27]，使得鋼絲的變形抗力增加，進(jìn)而提高鋼絲強(qiáng)度。

圖8是不同應(yīng)變冷拔珠光體鋼絲的DSC曲線。可以看到，不同應(yīng)變的冷拔鋼絲有不同的放熱曲線，ε≤3.5的鋼絲只有2個(gè)放熱峰，分別是放熱峰1和放熱峰3，隨著應(yīng)變的增加，當(dāng)鋼絲ε=4.5時(shí)，有3個(gè)放熱峰，分別在150~170 ℃、310~350 ℃和440~480 ℃范圍內(nèi)，第一個(gè)放熱峰可能是C原子偏聚或析出碳化物引起的放熱峰[23,24]，第二個(gè)放熱峰可能是中間碳化物析出引起的[22]，第三個(gè)放熱峰是由于滲碳體發(fā)生球化而引起的放熱峰[22,23,24,25]。同時(shí)從圖中還可以看到，隨著應(yīng)變的增加，冷拔鋼絲DSC曲線斜率增大，表明形變儲(chǔ)存能增大。

超大形變珠光體鋼絲顯微組織影響力學(xué)性能的機(jī)制一直是研究的熱點(diǎn)，然而，由于超大形變后其顯微組織與力學(xué)性能的復(fù)雜性，尤其是其中滲碳體的微結(jié)構(gòu)演變眾說(shuō)紛紜，相關(guān)研究[1,15,16,17,18,22]指出，滲碳體在超大形變過(guò)程中發(fā)生分解，溶解的C原子由滲碳體進(jìn)入鐵素體中；也有研究[5,21]報(bào)道，滲碳體經(jīng)超大形變后由晶態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠址蔷B(tài)滲碳體。冷拔鋼絲在較高溫度熱處理后，由于發(fā)生滲碳體球化[22,23,24,25]、位錯(cuò)回復(fù)[29]等導(dǎo)致鋼絲強(qiáng)度下降，塑性部分提升。關(guān)于超大應(yīng)變冷拔鋼絲低溫回火處理的研究相對(duì)較少，回火后冷拔鋼絲顯微組織與力學(xué)性能的演變規(guī)律及其機(jī)制缺乏深入的研究，針對(duì)不同應(yīng)變冷拔鋼絲的回火處理研究發(fā)現(xiàn)，鋼絲ε=4.5時(shí)，在170 ℃回火處理后，鋼絲強(qiáng)度出現(xiàn)下降，這與ε≤4.0的鋼絲回火處理后強(qiáng)度變化規(guī)律不同(圖1c)。ε≤4.0冷拔鋼絲在170 ℃回火，即使回火時(shí)間超過(guò)32 min，其強(qiáng)度仍高于未回火之前；而對(duì)于ε=4.5的鋼絲回火處理后，鋼絲強(qiáng)度下降，這是由于當(dāng)應(yīng)變足夠大時(shí)，形變儲(chǔ)存能越高，在相同的熱處理?xiàng)l件下，容易發(fā)生回復(fù)或再結(jié)晶過(guò)程，使強(qiáng)度下降。這說(shuō)明對(duì)超大應(yīng)變的冷拔鋼絲進(jìn)行熱處理時(shí)，冷拔鋼絲的應(yīng)變是值得重視的一個(gè)影響因素；同時(shí)也應(yīng)注意到回火時(shí)間能有效影響鋼絲強(qiáng)度提升或下降的幅度。

超大應(yīng)變鋼絲低溫回火后力學(xué)性能的演變規(guī)律與回火處理過(guò)程中顯微組織變化有著密切關(guān)系，特別是珠光體鋼絲獨(dú)特的“晶體-非晶”滲碳體相變，鋼絲形變過(guò)程中滲碳體轉(zhuǎn)變?yōu)榉蔷B(tài)[5,21,32]，本工作發(fā)現(xiàn)冷拔鋼絲(ε≤4.0)在170 ℃回火處理后滲碳體片層內(nèi)形成納米尺寸的滲碳體小顆粒(圖4d)，結(jié)合HRTEM對(duì)納米顆粒進(jìn)行觀察，通過(guò)對(duì)納米顆粒的滲碳體進(jìn)行反Fourier變換，變換后的區(qū)域有明顯的晶格條紋(圖5c)，結(jié)合電子衍射花樣分析，說(shuō)明非晶滲碳體發(fā)生原位再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶滲碳體[21]。低溫回火過(guò)程中形成的納米晶滲碳體會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得鋼絲的變形抗力增加，若鋼絲發(fā)生塑性變形，需更大的外力作用才能使位錯(cuò)越過(guò)納米晶滲碳體繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，進(jìn)而導(dǎo)致鋼絲強(qiáng)度提高。鋼絲強(qiáng)度提升的另一個(gè)原因是經(jīng)過(guò)回火處理后溶解的C原子在位錯(cuò)處偏析，3DAP和TEM結(jié)果也佐證了這一點(diǎn)，鋼絲經(jīng)超大應(yīng)變后，滲碳體發(fā)生分解，鋼絲中C原子彌散分布(圖6a)，結(jié)合ε=4.0的冷拔鋼絲經(jīng)150 ℃回火處理32 min后的TEM明場(chǎng)像(圖7)，鐵素體電子衍射花樣有明顯的尾部和拖拽效果，這是由于C原子在位錯(cuò)處偏聚[31]引起的，這些C原子釘扎和阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得鋼絲的變形抗力增大，進(jìn)而提高鋼絲的強(qiáng)度。而不同應(yīng)變的冷拔鋼絲DSC曲線(圖8)在150~170 ℃有一個(gè)放熱峰，而這個(gè)放熱峰是由于C原子的偏聚和析出引起的[22,23,24,25]，也佐證了在該溫度回火后有C原子的偏聚現(xiàn)象。

冷拔鋼絲(ε≤4.0)在170 ℃熱處理后，非晶滲碳體發(fā)生原位再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶滲碳體，在溫度≤150 ℃進(jìn)行熱處理，溶解的C原子在位錯(cuò)處偏聚，它們有效地釘扎或阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，這2種現(xiàn)象共同導(dǎo)致了鋼絲的低溫回火強(qiáng)化。目前關(guān)于冷拔鋼絲回火處理后強(qiáng)度降低的原因，一方面可能是回火過(guò)程中C原子從鐵素體中析出，使得鐵素體中C濃度降低，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化減弱[11]引起鋼絲強(qiáng)度下降；另一方面則可能是低溫回火引起部分晶體缺陷發(fā)生回復(fù)[23,24,25,26]及滲碳體球化[24,25,27]等引起鋼絲強(qiáng)度下降。

(1) 應(yīng)變ε≤4.0時(shí)，在120~170 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行回火處理，冷拔珠光體鋼絲的抗拉強(qiáng)度提升，塑性略有下降，ε=4.5 時(shí)，在170 ℃進(jìn)行回火處理，冷拔鋼絲抗拉強(qiáng)度和塑性均下降。

(2) 經(jīng)超大應(yīng)變變形的冷拔珠光體鋼絲中，滲碳體發(fā)生碎化，同時(shí)滲碳體晶體結(jié)構(gòu)遭到嚴(yán)重破壞轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠址蔷Щ蚣{米晶。

(3) 冷拔鋼絲的DSC曲線在150~170 ℃有明顯的放熱峰。在150 ℃回火處理后，C原子在位錯(cuò)處偏聚。在170 ℃回火處理后，非晶滲碳體發(fā)生原位再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶滲碳體。