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第一作者： Chao Huang
共同作者： Cheng-Yun Wu, Hongwei Liu, Bosheng Dong, Yue-Sheng Chen, Fenghua Lu, Xiaoxiong Zhu, Hongzhou Lu, Yongqing Zhang, Aimin Guo, Wei Li, Julie M. Cairney, Eason Yi-Sheng Chen, Ranming Niu
通讯作者：Profs. Julie Cairney & Eason Yi-Sheng Chen, Dr. Ranming Niu
通讯单位：悉尼大学，南洋理工大学
主要合作单位：上海交通大学，中信金属
文章链接：
https://doi.org/10.1016/j.msea.2026.150694
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冷拔珠光体钢丝是目前强度最高的结构材料之一，其强度可以接近甚至达到材料的极限水平。长期以来，研究者们普遍认为，强烈塑性变形过程中发生的渗碳体溶解，是珠光体钢获得超高强度的重要原因之一。然而，一个关键问题始终没有被真正回答：
渗碳体究竟是如何在冷拔变形过程中“溶解”的？
渗碳体本身是硬而脆的 Fe3C相，铁素体则相对较软。在冷拔过程中，两者共同承受剧烈塑性变形。过去的研究提出了多种可能机制，例如碳原子向铁素体中的位错扩散、渗碳体几何细化导致的热力学不稳定，以及强变形诱导的机械合金化等。但由于缺乏直接的纳米尺度证据，位错是否真的能够切过渗碳体、是否能够携带碳原子从渗碳体进入铁素体，一直没有清晰的证据。
在本研究中，作者们以初始及冷拔珠光体钢为模型材料，结合透射菊池衍射（TKD）、透射电子显微镜（TEM）、高分辨透射电镜（HRTEM）、三维原子探针（APT）以及电子衍射对分布函数（PDF）分析，系统研究了强塑性变形过程中位错与铁素体/渗碳体界面、碳原子迁移和非晶化之间的关系。
研究发现，在严重塑性变形过程中，位错不仅会在铁素体中聚集形成低角度晶界，也可以作为贯穿位错(threading dislocations)穿过渗碳体片层。APT 结果进一步表明，碳原子会沿着这些位错和低角度晶界发生富集，说明位错在渗碳体溶解过程中扮演了“碳运输通道”的角色。与此同时，强变形还会在铁素体/渗碳体界面附近诱导局部非晶化，形成一种由位错运动并与渗碳体作用、碳重新分布和界面应力共同驱动的结构转变。
简单来说，这项工作给出了一个更直接的图像：在极限冷拔过程中，位错像一把“纳米刀”，切割渗碳体；又像一条“运输带”，把碳原子从渗碳体带入铁素体。
这为理解珠光体钢的极限强度来源提供了新的实验证据，也为未来设计高强韧钢材提供了重要启发。
背景介绍：
珠光体钢是一种传统但又具有很多特性的材料。它由软的铁素体和硬的渗碳体以层片状交替排列构成，像是一种天然的纳米层状复合材料。经过冷拔加工后，珠光体片层会被不断拉长、细化，铁素体中的位错密度显著增加，最终形成极高强度的钢丝。
这种材料已经广泛应用于桥梁缆索、轮胎钢帘线、高强弹簧和预应力钢丝等领域。它在工业上的优点在于：并不依赖大量昂贵合金元素，仅通过组织设计和塑性加工，就可以获得极高的强度。
然而，冷拔珠光体钢的强化机制非常复杂。通常认为，其强度来源主要包括几个方面：第一，细晶强化：铁素体/渗碳体片层间距显著减小，形成纳米层状结构；第二，位错强化：塑性变形引入大量位错，产生强烈位错强化；第三，固溶强化：渗碳体在剧烈变形下发生部分溶解，碳原子进入铁素体，提高铁素体强度；第四，非晶的作用：界面、位错和局部结构无序化共同改变材料的变形行为。其中，渗碳体溶解是最重要但也最难理解的问题之一。
传统上，渗碳体溶解被认为与碳原子扩散有关。由于碳与位错之间的结合能较高，碳原子可能从渗碳体中离开，并被铁素体中的位错捕获。也有研究认为，冷拔过程中渗碳体不断变薄、弯曲和破碎，其表面能升高，从而导致热力学不稳定。此外，在强变形条件下，界面附近可能发生类似机械合金化的原子混合过程。
但这些机制大多停留在推测或间接证据层面。真正困难的问题是：位错是否真的能切过渗碳体？碳原子是否真的沿着位错迁移？渗碳体溶解和局部非晶化之间是否存在联系？这些过程如何共同决定珠光体钢的极限强度？
为回答这些问题，作者们开展了这项研究。
全文解析：
图 1 展示了未变形和强变形珠光体钢样品的 TKD 分析结果。通过衬度图、反极图和几何必要位错密度图，可以看到冷拔之后珠光体组织发生了显著变化。在未变形样品中，铁素体和渗碳体保持相对规则的层片结构。铁素体内部的晶体取向变化较小，位错密度也相对较低。而在变形到真应变 1.67 后，铁素体内部出现了许多沿拉拔方向延伸的线性特征。这些线性结构具有较低的取向差，大约在 1–3° 左右，因此可以被认为是低角度晶界。进一步的 GND 分析表明，冷拔后铁素体中的位错密度显著提高，尤其是在靠近铁素体/渗碳体界面的区域，位错更容易堆积。这说明，在强塑性变形过程中，铁素体并不是均匀变形的。由于渗碳体片层的阻碍，位错在铁素体通道中不断积累、排列，并逐渐形成低角度晶界或位错墙。
图 1. TKD 分析揭示未变形和强变形珠光体钢中的组织演变。冷拔后，铁素体内部形成低角度晶界，界面附近 GND 密度升高，说明位错在铁素体/渗碳体界面处发生强烈积累。
为了进一步观察位错与渗碳体之间的关系，作者利用 STEM 对强变形珠光体钢进行了分析。图 2 首先给出了铁素体中典型滑移系的示意图。随后，在沿特定晶带轴观察的 STEM 图像中，可以清楚看到铁素体通道中的位错结构。这些位错有的在铁素体中运动并终止于铁素体/渗碳体界面，有的则穿过界面并进入渗碳体另一侧。这一类位错被称为贯穿位错或 threading dislocations。长期以来，关于位错是否能够切过渗碳体一直存在争议。渗碳体是硬而脆的化合物相，传统印象中，铁素体中的位错更可能在界面处被阻挡，而不是直接穿过/切过渗碳体。但在STEM 图像中，确实观察到了部分位错跨越铁素体/渗碳体界面的现象。
图 2. STEM 图像显示强变形珠光体钢中的位错结构。部分位错在铁素体中终止于铁素体/渗碳体界面，而部分位错则穿过渗碳体层（1&4），表明位错可以直接剪切渗碳体。
在图 3 中，作者进一步利用高分辨透射电镜观察了一个破碎渗碳体片层的端部区域。结果显示，在铁素体/渗碳体界面附近，原本规则的晶格条纹出现了模糊和扭曲。在部分区域，FFT 图案不再表现为清晰的晶体衍射斑点，而是出现了类似非晶结构的弥散环。这说明，在强塑性变形下，铁素体/渗碳体界面附近发生了局部晶体到非晶的转变。
更有意思的是，这种非晶区域并不是孤立存在的。通过 iFFT 分析可以看到，非晶区域附近分布着高密度位错，特别是在铁素体/渗碳体界面附近，存在大量错配位错。这说明，局部非晶化很可能与位错堆积、界面应力和碳原子重新分布有关。
图 3. HRTEM 分析显示，在破碎渗碳体片层附近出现局部非晶区域。FFT 和 iFFT 结果表明，非晶化区域与高密度界面位错密切相关，提示位错活动可能促进局部结构失稳。
TEM 观察之后，一个更关键的问题是：渗碳体真的发生了化学意义上的溶解吗？为回答这一问题，作者使用三维原子探针（APT）直接测量了未变形和强变形样品中碳原子的三维分布。APT 结果显示，未变形样品中的渗碳体片层具有较高碳浓度；而强变形样品中，渗碳体片层明显变薄，且碳浓度显著下降。经过归一化分析后，渗碳体中的最高碳浓度从未变形样品中的约 26.1 at.% 降低到强变形样品中的约 14.6 at.%。与此同时，靠近铁素体/渗碳体界面的铁素体区域中，碳浓度升高。尤其是紧邻界面的 Region II，其平均碳含量明显高于远离界面的铁素体区域。
这说明，冷拔过程中确实发生了碳从渗碳体向铁素体的迁移。也就是说，渗碳体不只是形貌上被拉薄或打碎，而是发生了真实的化学成分变化。
图 4. APT 分析显示，强变形后渗碳体中的碳浓度显著降低，而界面附近铁素体中的碳浓度升高。这为渗碳体溶解提供了直接的原子尺度证据。
为了进一步确认碳原子去了哪里，作者们利用 TKD 定位低角度晶界，并制备了包含低角度晶界的 APT 针尖。图 5 显示，在强变形样品中，APT 三维重构图捕捉到了一个富碳的二维平面结构。结合 TKD 和 TEM 结果，这一富碳平面可以对应到铁素体中的低角度晶界。浓度剖面进一步显示，该边界处碳含量最高可达到约 2.6 at.%，而 Mn 和 Si 等元素没有明显变化。这说明，这些低角度晶界并不是普通的成分偏析界面，而是由大量位错排列组成，并且被碳原子装饰。因此，可以认为，低角度晶界和位错阵列在渗碳体溶解过程中充当了碳原子的扩散路径和储存位置。
图 5. APT 分析显示，强变形样品中的低角度晶界富集碳原子，而 Mn 和 Si 未出现明显偏析。这表明低角度晶界主要由碳装饰的位错阵列构成，是碳迁移的重要通道。
在图6中，作者观察到变形后渗碳体片层出现明显扭曲，并且在特定区域出现碳原子分布的“缺口”或贫碳区。这些贫碳区域与前面 TEM 中观察到的位错剪切渗碳体现象相互呼应。通过不同方向的数据切片可以看到，渗碳体内部的贫碳区并非随机出现，而是与局部结构畸变和相邻铁素体中的富碳区域相连。换句话说，位错可能穿过渗碳体，在剪切过程中破坏了渗碳体结构，并把碳原子从渗碳体带入铁素体。
这一结果为一个长期争论的问题提供了直接证据：位错不仅可以与渗碳体相互作用，而且可能通过剪切和拖曳碳原子的方式直接促进渗碳体溶解。
当然，文章中也谨慎指出，不能完全排除其他解释，例如高位错密度铁素体区域本身的碳富集。但结合 TEM、TKD 和多个 APT 数据集，这一现象更支持位错介导的碳迁移机制。
图 6. APT 数据显示，强变形样品中的渗碳体发生扭曲，并出现严重贫碳区域。碳原子从畸变渗碳体附近向铁素体中的位错区域重新分布，支持位错剪切和碳拖曳共同促进渗碳体溶解的机制。
基于上述实验结果，作者提出了一个位错介导渗碳体溶解的机制模型。这一模型主要包括两种情形。
第一种情形是位错在渗碳体界面前堆积。冷拔过程中，铁素体中的位错不断运动，当它们遇到硬质渗碳体片层时，会在界面附近受阻并堆积。随着位错数量增加，它们逐渐形成低角度晶界。由于碳原子与位错之间存在较强相互作用，渗碳体中的碳原子可以向这些位错和低角度晶界扩散，并沿着这些缺陷通道重新分布。
第二种情形是位错直接穿过渗碳体。当渗碳体足够薄，且相邻铁素体中的滑移面具有较好几何匹配时（两相共享同一伯格斯矢量），贯穿位错可以剪切渗碳体层。在这一过程中，渗碳体局部发生扭曲和破坏，碳原子从受破坏区域迁移到铁素体中的位错附近，形成局部碳富集。
这两种过程并不是互相排斥的，而是可能同时发生。它们共同导致渗碳体中碳含量降低、铁素体中碳含量升高，并最终促进渗碳体溶解。
图 7. 位错介导渗碳体溶解的示意图。位错可以在界面前堆积形成低角度晶界，也可以穿过渗碳体成为贯穿位错。这两种过程都可以促进碳原子从渗碳体向铁素体迁移。
为了进一步理解图 3 中观察到的非晶区域，作者对 HRTEM/FFT 图像进行了电子衍射对分布函数（PDF）分析。PDF 分析可以从衍射信息中提取原子间距，从而判断局部结构中可能存在的原子配对和短程有序信息。结果表明，非晶区域中的原子间距既与铁素体和渗碳体中的 Fe–Fe、Fe–C、C–C 原子对有关，也与部分非晶碳结构中的原子间距相近。更重要的是，如果非晶区域主要来自样品制备污染，例如表面非晶碳污染，通常应出现约 1.40 Å 的 C–C 最近邻峰。但在本文的 PDF 分析中，并没有观察到这一特征峰。
这说明，观察到的非晶区域并不是简单的制样污染，而更可能是在强塑性变形过程中形成的准非晶 Fe–C 区域。
图 8. PDF 分析显示，非晶区域包含与铁素体、渗碳体和 Fe–C 结构相关的原子间距特征，且未出现典型污染非晶碳的 1.40 Å 最近邻峰，说明该非晶区域更可能来源于强塑性变形诱导的结构转变。
图 9 总结了本研究提出的非晶化机制。在冷拔过程中，铁素体和渗碳体之间存在巨大的力学性能差异。铁素体较软，容易发生塑性变形；渗碳体较硬，难以协调变形。因此，在铁素体/渗碳体界面附近会产生较高应力集中。位错在界面附近堆积或穿过渗碳体时，会进一步引入结构缺陷，并促进碳原子从渗碳体中脱出。当这些碳原子被位错捕获并在局部区域形成过饱和时，晶格结构会变得不稳定。与此同时，界面应力和Gibbs–Thomson 效应也会降低局部结构稳定性。最终，碳富集、位错堆积和界面应力共同作用，使铁素体/渗碳体界面附近出现局部非晶化。
因此，此项研究认为，非晶化并不是单纯由机械应力引起的，也不是单纯由碳扩散引起的，而是多种机制协同作用的结果。
图 9. 位错诱导非晶化和渗碳体溶解示意图。界面应力促进碳原子从渗碳体脱出，位错携带并富集碳原子，局部碳过饱和与结构缺陷共同导致晶格失稳和非晶化。
结论与创新点：
本研究主要有以下几个贡献。
首先，通过 TKD、TEM 和 APT 的关联表征，揭示了强塑性变形过程中位错与渗碳体之间的直接相互作用。结果表明，位错可以在铁素体中堆积形成低角度晶界，也可以穿过渗碳体形成贯穿位错。这些位错和低角度晶界上富集碳原子，说明它们是渗碳体溶解过程中的重要碳运输通道。
其次，通过 APT 直接观察到强变形后渗碳体中碳浓度显著降低，而界面附近铁素体中的碳浓度升高。这为渗碳体溶解提供了明确的原子尺度证据。特别是，在含有贯穿位错的区域，渗碳体出现严重贫碳和结构扭曲，进一步支持位错剪切和碳拖曳共同促进渗碳体溶解的机制。
第三，捕捉到强变形会在铁素体/渗碳体界面附近诱导局部非晶化。通过 HRTEM 和 PDF 分析，作者证明了这些非晶区域并非简单的制样污染，而更可能是位错活动、碳重新分布和界面应力共同作用下形成的准非晶 Fe–C 区域。
第四，作者提出了一个新的机制图像：在极限冷拔过程中，渗碳体溶解并非由单一机制控制，而是由位错碳拖曳、界面应力、机械合金化和局部非晶化协同驱动。这一结果深化了结构材料领域对冷拔珠光体钢组织演变和极限强度来源的理解。
总的来说，这项工作从纳米尺度和原子尺度上揭示了珠光体钢中渗碳体溶解的微观机制。它不仅回答了一个长期存在的基础科学问题，也为未来通过位错、界面和碳分布调控来设计高强韧钢材提供了新的思路。
本文来自“材料科学与工程”公众号，感谢论文作者团队支持。
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发表于 2026-7-5 10:01:39