冷拔珠光體鋼絲因其具有超高強度的同時仍保持一定韌性，廣泛應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域[1,2,3,4,5,6]。目前，國內外致力于新一代超高強度鋼絲(橋梁纜索2100 MPa級鍍鋅鋼絲、5000 MPa級切割鋼絲等)的研發與應用。因此，進一步提升冷拔鋼絲的綜合性能，特別是研發超高強度鋼絲，已成為這一領域的新熱點[7,8,9,10]。

近年來，超大形變珠光體鋼絲的顯微組織影響其性能的機制一直是研究的焦點，已發現鋼絲冷拔過程中，珠光體片層逐漸轉向拉拔方向形成<110>織構[11,12]、珠光體片層間距不斷細化減薄[13,14]、鐵素體中位錯密度增加[9,13]、滲碳體發生分解[15,16,17,18]等對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，形變過程中滲碳體發生分解及珠光體片層減薄導致界面自由能增加[13]，使冷拔后珠光體鋼絲對熱變化敏感。冷拔鋼絲經高溫熱處理后由于滲碳體發生球化[19,20,21]、滲碳體析出[22]、鐵素體回復再結晶[23,24]等顯微組織變化會導致鋼絲強度下降，塑性提升。為了進一步提高冷拔鋼絲的強度，獲得熱力學較為穩定的鋼絲，對超大形變冷拔鋼絲進行低溫熱處理，由于滲碳體分解[23]、溶解的C重新分配[25,26,27,28,29,30]、非晶滲碳體晶化[21]等能使冷拔鋼絲強度提高。然而，由于超大形變冷拔鋼絲顯微結構與性能的復雜性，相關工作并沒有詳細研究低溫熱處理后鋼絲顯微結構演變的特點及其與性能之間的關系；再者，過去的研究主要集中于對單一的形變量進行熱處理研究，并沒有考慮應變的影響。目前，關于超大形變冷拔鋼絲超低溫回火處理的研究較少，尤其是針對不同應變的超大形變冷拔珠光體鋼絲，即使在相同參數下進行熱處理，熱處理也會對顯微組織和力學性能產生不同的影響，但其力學性能和微觀組織演變的機理目前尚沒有深入的研究。

為了弄清楚應變和回火工藝對超大形變冷拔鋼絲顯微組織和力學性能的影響，本工作以超大應變冷拔珠光體鋼絲為研究對象，研究應變和回火處理工藝對其顯微組織和力學性能的影響，并對其機制進行探討。

實驗所用的鋼絲化學成分(質量分數，%)為：C 0.92，Mn 0.3，Si 0.17，Cr 0.196，Ni 0.13，S 0.008，P 0.008，Fe余量。熱軋盤條(直徑5.5 mm)酸洗磷化后，連續拉拔獲得應變(ε)為3.0、3.5、4.0和4.5的超大應變冷拔鋼絲，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 ℃范圍內進行超低溫回火，回火處理時間分別為2、4、8、16和32 min。

拉伸測試在INSTRON 2344型萬能試驗機上進行，拉伸速率為2 mm/min。利用Sirion 200場發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)觀察回火前后鋼絲縱截面顯微組織的變化，采用JEM 2100F型場發射透射電子顯微鏡(FE-TEM)觀察回火前后鋼絲微觀結構的演變，加速電壓200 kV。利用STA 449 F1型差示掃描量熱儀(DSC)對不同應變的冷拔鋼絲進行分析，升溫速率20 ℃/min，保護氣為Ar氣。利用LEAP 4000X HR三維原子探針(3DAP)對冷拔后鋼絲的C分布進行重構，殘余壓強為3×10-9 Pa，脈沖頻率200 kHz。

圖1是不同回火溫度下不同應變(ε=3.0、3.5、4.0、4.5)冷拔鋼絲的抗拉強度與回火時間的關系曲線。從圖1a中可以看出，冷拔鋼絲經120 ℃回火處理后，不同應變冷拔鋼絲的抗拉強度均有所提升，隨回火時間延長，鋼絲強度最終達到平穩狀態；應變越大，回火處理后鋼絲的抗拉強度提高的幅度越小。冷拔鋼絲經150 ℃較短時間(4 min)回火處理后，鋼絲強度就達到平穩狀態，見圖1b。鋼絲經更高溫度(170 ℃)回火處理后，對于ε≤4.0的鋼絲，回火處理后強度有所提升，而ε=4.5的鋼絲，回火處理后強度明顯下降，如圖1c所示，當回火時間為32 min時，抗拉強度比回火前下降約200 MPa，且隨回火時間的延長，鋼絲強度仍有繼續下降的趨勢，此時，應變增加帶來了不同的影響。

圖2是不同應變下冷拔鋼絲經不同溫度回火32 min前后的工程應力-應變關系曲線?？梢钥吹?，ε=3.0的鋼絲在120、150和170 ℃回火32 min后，鋼絲強度提升，但塑性略有下降。ε=4.5的鋼絲在170 ℃回火32 min后，鋼絲的強度與塑性同時下降(圖2b)，在120 ℃回火32 min后，鋼絲的強度比回火前只提高了20 MPa。

結合圖1和2可知，對于ε≤4的鋼絲，在150 ℃回火8 min后，鋼絲抗拉強度提高約150 MPa，此時鋼絲塑性雖略有下降，但仍具有一定的塑性，可滿足某些工程應用的要求；而對于ε=4.5的鋼絲，可考慮在更低的溫度進行回火熱處理，以獲得預期性能的鋼絲。

圖3是熱軋盤條和冷拔鋼絲(ε=3.0)經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，珠光體團中珠光體片層隨機分布，沒有明顯的擇優取向。鋼絲經超大應變變形后，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，形貌上雖呈現層片狀，但其微結構已遭到破壞，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有明顯的區別，如圖3c所示。

圖4是冷拔鋼絲(ε=3.0)經170 ℃回火處理32 min前后縱截面顯微組織的TEM明場像和暗場像?？梢钥闯?，超大應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，此時只能觀察到較少的滲碳體顆粒，不再是連續的晶態片層結構，說明鋼絲經劇烈塑性變形后，滲碳體的片層結構遭到了嚴重的破壞，滲碳體發生了碎化。經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，數量明顯比未回火處理的鋼絲中多，說明冷拔鋼絲在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170 ℃回火32 min前后的HRTEM像。通過HRTEM對回火前冷拔鋼絲的滲碳體微結構進行觀察，對滲碳體片層的A2選區進行Fourier變換后滲碳體衍射花樣是一個離散的亮斑，反Fourier變換后的區域是一個原子無序排列的結構，說明經超大應變的鋼絲中滲碳體晶體結構被嚴重破壞，轉變為部分非晶態。而對鐵素體片層中A1區域經過反Fourier變換后有明顯的晶格條紋，晶面間距約為0.196 nm，同時也注意到該晶面上有2個刃型位錯。冷拔鋼絲經回火處理后，對滲碳體片層中形成的納米顆粒滲碳體進行HRTEM觀察，圖5b中方框選區中的滲碳體經反Fourier變換后有明顯的晶格條紋，晶面間距約為0.206 nm，結合滲碳體Fourier變換的衍射花樣，說明冷拔鋼絲回火后，非晶滲碳體發生原位再結晶轉變為納米晶滲碳體。

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)。鋼絲經超大應變變形后，部分滲碳體片層中的C濃度約為12.3% (原子分數)，甚至更低，如圖6c所示，遠小于珠光體組織平衡濃度25% (原子分數)，說明鋼絲經超大應變變形后，珠光體組織中的滲碳體發生分解，同時結合垂直方向C濃度的分布(圖6b)，可知滲碳體分解后，C可能擴散到鐵素體中，導致鐵素體內的C含量增加，而鐵素體中C的溶解度是有限的，C的擴散可能會形成過飽和的鐵素體固溶體。

圖7是冷拔鋼絲(ε=4.0)經150 ℃回火32 min后縱截面組織的TEM明場像和對應的電子衍射花樣?？梢钥吹?，衍射花樣有明顯的尾翼和拖拽效應，可能是由于C原子在位錯處偏析引起的[31]。大應變鋼絲中滲碳體發生分解，鋼絲中C原子彌散分布(圖6)，而經170 ℃回火處理后，非晶滲碳體發生原位再結晶轉變為納米滲碳體顆粒(圖4d、5b)，在低于150 ℃回火處理后，C原子偏析到位錯或界面處(圖7)，納米晶滲碳體和偏析的C原子會阻礙和釘扎位錯運動[21,22,25,26,27]，使得鋼絲的變形抗力增加，進而提高鋼絲強度。

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

超大形變珠光體鋼絲顯微組織影響力學性能的機制一直是研究的熱點，然而，由于超大形變后其顯微組織與力學性能的復雜性，尤其是其中滲碳體的微結構演變眾說紛紜，相關研究[1,15,16,17,18,22]指出，滲碳體在超大形變過程中發生分解，溶解的C原子由滲碳體進入鐵素體中；也有研究[5,21]報道，滲碳體經超大形變后由晶態轉變為部分非晶態滲碳體。冷拔鋼絲在較高溫度熱處理后，由于發生滲碳體球化[22,23,24,25]、位錯回復[29]等導致鋼絲強度下降，塑性部分提升。關于超大應變冷拔鋼絲低溫回火處理的研究相對較少，回火后冷拔鋼絲顯微組織與力學性能的演變規律及其機制缺乏深入的研究，針對不同應變冷拔鋼絲的回火處理研究發現，鋼絲ε=4.5時，在170 ℃回火處理后，鋼絲強度出現下降，這與ε≤4.0的鋼絲回火處理后強度變化規律不同(圖1c)。ε≤4.0冷拔鋼絲在170 ℃回火，即使回火時間超過32 min，其強度仍高于未回火之前；而對于ε=4.5的鋼絲回火處理后，鋼絲強度下降，這是由于當應變足夠大時，形變儲存能越高，在相同的熱處理條件下，容易發生回復或再結晶過程，使強度下降。這說明對超大應變的冷拔鋼絲進行熱處理時，冷拔鋼絲的應變是值得重視的一個影響因素；同時也應注意到回火時間能有效影響鋼絲強度提升或下降的幅度。

超大應變鋼絲低溫回火后力學性能的演變規律與回火處理過程中顯微組織變化有著密切關系，特別是珠光體鋼絲獨特的“晶體-非晶”滲碳體相變，鋼絲形變過程中滲碳體轉變為非晶態[5,21,32]，本工作發現冷拔鋼絲(ε≤4.0)在170 ℃回火處理后滲碳體片層內形成納米尺寸的滲碳體小顆粒(圖4d)，結合HRTEM對納米顆粒進行觀察，通過對納米顆粒的滲碳體進行反Fourier變換，變換后的區域有明顯的晶格條紋(圖5c)，結合電子衍射花樣分析，說明非晶滲碳體發生原位再結晶轉變為納米晶滲碳體[21]。低溫回火過程中形成的納米晶滲碳體會阻礙位錯運動，使得鋼絲的變形抗力增加，若鋼絲發生塑性變形，需更大的外力作用才能使位錯越過納米晶滲碳體繼續運動，進而導致鋼絲強度提高。鋼絲強度提升的另一個原因是經過回火處理后溶解的C原子在位錯處偏析，3DAP和TEM結果也佐證了這一點，鋼絲經超大應變后，滲碳體發生分解，鋼絲中C原子彌散分布(圖6a)，結合ε=4.0的冷拔鋼絲經150 ℃回火處理32 min后的TEM明場像(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原子在位錯處偏聚[31]引起的，這些C原子釘扎和阻礙位錯運動，使得鋼絲的變形抗力增大，進而提高鋼絲的強度。而不同應變的冷拔鋼絲DSC曲線(圖8)在150~170 ℃有一個放熱峰，而這個放熱峰是由于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原子的偏聚現象。

冷拔鋼絲(ε≤4.0)在170 ℃熱處理后，非晶滲碳體發生原位再結晶轉變為納米晶滲碳體，在溫度≤150 ℃進行熱處理，溶解的C原子在位錯處偏聚，它們有效地釘扎或阻礙位錯運動，這2種現象共同導致了鋼絲的低溫回火強化。目前關于冷拔鋼絲回火處理后強度降低的原因，一方面可能是回火過程中C原子從鐵素體中析出，使得鐵素體中C濃度降低，導致固溶強化減弱[11]引起鋼絲強度下降；另一方面則可能是低溫回火引起部分晶體缺陷發生回復[23,24,25,26]及滲碳體球化[24,25,27]等引起鋼絲強度下降。

(1) 應變ε≤4.0時，在120~170 ℃范圍內進行回火處理，冷拔珠光體鋼絲的抗拉強度提升，塑性略有下降，ε=4.5 時，在170 ℃進行回火處理，冷拔鋼絲抗拉強度和塑性均下降。

(2) 經超大應變變形的冷拔珠光體鋼絲中，滲碳體發生碎化，同時滲碳體晶體結構遭到嚴重破壞轉變為部分非晶或納米晶。

(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原子在位錯處偏聚。在170 ℃回火處理后，非晶滲碳體發生原位再結晶轉變為納米晶滲碳體。