彭 滔，張 航，甘文英，周 正

（重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶400040）

0 引 言

冷拔高碳珠光體鋼絲具有高的強(qiáng)度和良好的塑性、韌性，廣泛應(yīng)用于橋梁纜索、汽車輪胎鋼簾線和彈簧等產(chǎn)品［1］，它一般是以共析點(diǎn)附近成分的高碳鋼為原料，經(jīng)軋制和索氏體化處理后獲得具有片層珠光體組織結(jié)構(gòu)的盤條，然后再經(jīng)多道次連續(xù)冷拔變形得到具有納米尺度的滲碳體和鐵素體片層結(jié)構(gòu)的鋼絲，之后再經(jīng)450℃左右的熱鍍鋅工藝制得［2］。通常認(rèn)為高強(qiáng)度拉拔鋼絲經(jīng)熱鍍鋅處理后會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度下降，影響其使用性能。

在冷拔珠光體鋼絲等溫處理過程的初期，鐵素體片層中會(huì)析出細(xì)小的滲碳體顆粒，鋼絲強(qiáng)度有所上升，塑性急劇下降；等溫處理后期，滲碳體片層發(fā)生球化，析出相長大，并且鐵素體片層發(fā)生明顯的回復(fù)，鋼絲強(qiáng)度下降，塑性提高［2］。拉拔鋼絲在不同溫度退火熱處理的研究表明，在低溫退火階段，滲碳體片層局部溶解導(dǎo)致固溶強(qiáng)化［3］，隨后滲碳體又以顆粒狀在原始位置析出，引起彌散強(qiáng)化，致使鋼絲強(qiáng)度升高；溫度較高時(shí)，鋼絲中的承載相滲碳體片層球化程度增加，片層鐵素體發(fā)生明顯的回復(fù)，鋼絲強(qiáng)度逐漸降低，伸長率增加［2-5］。分析認(rèn)為，熱鍍鋅不同于等溫處理和退火處理，而是類似于快速加熱至不同溫度后再冷卻的過程，故而采用快速加熱工藝來評(píng)估熱鍍鋅對(duì)冷拔珠光體鋼絲顯微組織與力學(xué)性能的影響更為合理。然而，從目前所查資料來看尚無此方面的相關(guān)報(bào)道。

為此，作者借助熱模擬試驗(yàn)機(jī)，將冷拔珠光體鋼絲快速加熱至不同溫度后以相同的冷速冷卻的方法來模擬冷拔珠光體鋼絲的熱鍍鋅過程，研究了快速加熱工藝對(duì)冷拔珠光體鋼絲組織與力學(xué)性能的影響，以進(jìn)一步認(rèn)識(shí)熱鍍鋅可能對(duì)鋼絲組織及性能產(chǎn)生的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用材料是經(jīng)冷拔變形至φ7 mm 的珠光體鋼絲，其化學(xué)成分如表1 所示。采用Gleeble 1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)其以500 ℃·s-1的速率快速加熱至250，350，450，550，650 ℃，保溫1s后隨設(shè)備自然冷卻。

表1 試驗(yàn)用鋼絲的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of tested steel wire（mass）%

采用SHIMADZU AG-X 10KN 型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為0.18mm·min-1，拉伸試樣經(jīng)電火花加工而成，尺寸如圖1所示；采用FEI Nova400型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察熱處理后鋼絲的橫截面形貌及拉伸斷口形貌；采用TECNAI20型透射電子顯微鏡（TEM）觀察拉拔態(tài)鋼絲橫縱截面的組織，工作電壓200kV；采用MH-5L型顯微硬度計(jì)測定熱處理后鋼絲的顯微硬度，加載載荷2.94N，保載時(shí)間10s。

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Size of tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

由圖2可以看出，隨快速加熱溫度的升高，鋼絲的抗拉強(qiáng)度先升后降，并在350 ℃時(shí)達(dá)到最大，為1 915 MPa，比冷拔態(tài)鋼絲的（1 720 MPa）增 加了11.3%；當(dāng)溫度高于450 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度急劇下降，到650 ℃時(shí)已降至1 300 MPa。顯微硬度的變化規(guī)律與抗拉強(qiáng)度的相似，也是隨快速加熱溫度的升高而先升后降，并在350 ℃時(shí)達(dá)到最大，為503 HV，在650 ℃時(shí)則降至372 HV；隨快速加熱溫度的升高，鋼絲的伸長率亦為先升后降，并在450℃達(dá)到最大，為8.36%，至650 ℃時(shí)伸長率雖然降低到了7.61%，但仍比冷拔態(tài)鋼絲的（6.3%）高。

圖2 試驗(yàn)鋼絲力學(xué)性能隨快速加熱溫度的變化曲線Fig.2 Mechanical properties vs rapid heating temperature for tested steel wire：（a）tensile strength and microhardness vs temperature and（b）elongation vs temperature

圖2表明，當(dāng)選擇的加熱溫度低于350℃時(shí)，在強(qiáng)度升高的同時(shí)，塑性表現(xiàn)為同步增加的趨勢(shì)。這種變化規(guī)律與常規(guī)的退火處理完全不同，說明其組織結(jié)構(gòu)的變化與常規(guī)退火處理后的不同。

2.2 顯微組織

由圖3可見，冷拔態(tài)鋼絲的顯微組織為典型的片層狀結(jié)構(gòu)，珠光體片層間距非常細(xì)小。

圖3 冷拔態(tài)鋼絲的TEM 形貌Fig.3 TEM images of cold drawned steel wire：（a）transverse section and（b）longitudinal section

由圖4可知，隨著快速加熱溫度的升高，斷續(xù)狀滲碳體顆粒所占比例逐漸增加。冷拔態(tài)鋼絲的顯微組織以片層狀珠光體為主，有極少量的滲碳體顆粒；加熱至350 ℃后，有些部分連續(xù)的片層狀滲碳體已經(jīng)變?yōu)轭w粒狀，如圖中曲線所包圍的區(qū)域，形成了一種片層狀和顆粒狀滲碳體混合的組織形態(tài)，但仍以片層珠光體為主；加熱至650 ℃后，片層狀珠光體組織已完全看不見，珠光體中的片層滲碳體已完全變?yōu)轭w粒狀，但仍能以這些斷續(xù)狀顆粒的排列形貌還原原始片層狀組織的形貌，如圖4中曲線所包圍的區(qū)域。

2.3 斷口形貌

由圖5可以看出，當(dāng)快速加熱溫度低于450 ℃時(shí)，拉伸試樣的斷裂方式為剪切斷裂，高于450 ℃時(shí)，斷裂方式為縮頸斷裂。

由圖6可見，不同拉伸試樣的斷口上都有因滲碳體斷裂、聚合形成的舌狀花樣。通過對(duì)斷口相同部位的微觀組織進(jìn)行統(tǒng)計(jì)比較，并對(duì)舌狀花樣的長度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)后可得圖7?？梢姡跀嗫谏贤瑫r(shí)呈現(xiàn)出大舌狀花樣和小舌狀花樣的混合狀態(tài)；隨著加熱溫度的升高，小尺寸舌狀花樣所占比例逐漸減小，大尺寸舌狀花樣的尺寸和數(shù)量均逐漸增加。當(dāng)加熱溫度為350，450 ℃時(shí)，大、小舌狀花樣的分布較均勻，所占比例也比較接近。

2.4 討 論

圖4 冷拔態(tài)和快速加熱至不同溫度鋼絲橫截面的SEM 形貌Fig.4 SEM morphology of transverse section of steel wire in cold drawned state（a）and after rapid heating to different temperatures（b-f）

圖5 冷拔態(tài)和快速加熱至不同溫度鋼絲拉伸試樣的斷口宏觀形貌Fig.5 Fracture macrograph of steel wire tensile samples in cold drawned state（a）and after rapid heating to different temperatures（b-f）

圖6 冷拔態(tài)和快速加熱至不同溫度鋼絲的拉伸斷口SEM 形貌Fig.6 Tensile fracture SEM morphology of steel wire in cold drawned state（a）and after rapid heating to different temperatures（b-f）

圖7 冷拔態(tài)和快速加熱至不同溫度鋼絲拉伸斷口上舌狀花樣的尺寸分布Fig.7 Size distribution of ligule pattern on tensile fracture of steel wire in cold drawned state and after rapid heating to different temperatures

眾所周知，冷拔珠光體鋼絲的加工硬化曲線存在典型的指數(shù)行為［6-8］，因此在較大應(yīng)變量下能得到非常高的強(qiáng)度。當(dāng)冷拔應(yīng)變大于1.51時(shí)，只有少量滲碳體發(fā)生溶解［9］，而試驗(yàn)用冷拔鋼絲的應(yīng)變較低（1.31），未引起滲碳體溶解，所以其強(qiáng)化比較符合Embury和Fisher提出的晶界強(qiáng)化理論［7］。目前，對(duì)于小應(yīng)變冷拔鋼絲，晶界強(qiáng)化是解釋其具有高強(qiáng)度的較合理機(jī)理。而對(duì)于像具有大應(yīng)變的鋼簾線，其強(qiáng)化機(jī)理為晶界強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化三者的共同作用［10］。

已有研究表明，鋼絲在室溫～350 ℃范圍退火后，珠光體片層尺寸和片層內(nèi)部的顯微內(nèi)應(yīng)力幾乎接近一個(gè)常數(shù)［11］，顯微組織的演變主要考慮的是滲碳體形態(tài)的演變。冷拔鋼絲在100～300 ℃保溫0.5h后［4，12］，隨溫度升高，強(qiáng)度升高，塑性降低。這是因?yàn)橥嘶鹗谷芙獾奶荚右詮浬⒌臐B碳體形態(tài)在原始位置重新析出，彌散析出的滲碳體和位錯(cuò)之間的相互作用是強(qiáng)度在這個(gè)溫度范圍內(nèi)增加的主要原因［5］。而作者的試驗(yàn)結(jié)果與之完全不同（隨溫度升高，抗拉強(qiáng)度和伸長率同時(shí)增大）。這可能與快速加熱及保溫時(shí)間短有關(guān)，由于加熱速率很高以及保溫時(shí)間極短，滲碳體只溶解不析出，滲碳體中的碳原子固溶到鐵素體中，位錯(cuò)被碳原子釘扎而使強(qiáng)度升高，而此時(shí)片層狀滲碳體已經(jīng)變成了斷續(xù)狀，滲碳體和鐵素體的界面對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用開始緩解；位錯(cuò)開始從斷續(xù)狀滲碳體片層間斷處繼續(xù)滑移，因此塑性也有所增加。這可能是因?yàn)樵囼?yàn)條件不同，所以導(dǎo)致了組織結(jié)構(gòu)和性能演變的不同。

當(dāng)選擇的加熱溫度高于350 ℃時(shí)，鋼絲又表現(xiàn)出了不同的力學(xué)性能規(guī)律。分析認(rèn)為，隨著溫度的升高，滲碳體片層的溶解程度逐漸增加，固溶強(qiáng)化作用加強(qiáng)；但此時(shí)鐵素體和滲碳體的界面已被大量破壞，界面強(qiáng)化作用顯著減弱；當(dāng)界面強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的削弱程度超過了固溶強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)時(shí)，強(qiáng)度開始迅速降低。隨著溫度的升高，鐵素體逐漸發(fā)生回復(fù)，塑性繼續(xù)增加［3-5］，隨著溫度的的進(jìn)一步升高，鐵素體再結(jié)晶晶粒長大，塑性有所下降，但塑性仍然優(yōu)于冷拔態(tài)的。當(dāng)加熱溫度為450 ℃時(shí)，鋼絲表現(xiàn)出了較好的綜合力學(xué)性能，此時(shí)斷口上大、小尺寸的舌狀花樣分布得均勻，所占比例也比較接近，這可能是其綜合力學(xué)性能優(yōu)良的原因，材料的性能由組織決定，那么這就與片層狀和顆粒狀滲碳體混合的組織形態(tài)有直接聯(lián)系，具體的聯(lián)系還有待進(jìn)一步研究。

3 結(jié) 論

（1）隨快速加熱時(shí)溫度的升高，冷卻后鋼絲珠光體組織中的片層滲碳體溶解程度逐漸增大，斷續(xù)狀滲碳體顆粒逐漸增多，呈現(xiàn)出片層狀和顆粒狀滲碳體混合的珠光體組織；鋼絲的抗拉強(qiáng)度、硬度和伸長率均先升后降，最高分別為1 915 MPa，503 HV和8.36%，對(duì)應(yīng)的溫度分別為350，350，450 ℃。

（2）冷拔態(tài)鋼絲快速加熱至450 ℃并冷卻后，組織中的滲碳體為片層狀和顆粒狀；拉伸斷口上呈現(xiàn)出大、小舌狀花樣的混合狀態(tài)；鋼絲具有較高的抗拉強(qiáng)度，同時(shí)兼具良好的塑性。

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