2.3.5　珠光體的力學性能

珠光體轉變的產物與鋼的化學成分及熱處理工藝有關。共析鋼珠光體轉變產物為珠光體，亞共析鋼珠光體轉變產物為先共析鐵素體加珠光體，過共析鋼珠光體轉變產物為先共析滲碳體加珠光體。同樣化學成分的鋼，由于熱處理工藝不同，轉變產物既可以是片狀珠光體，也可以是粒狀珠光體。同樣是片狀珠光體，珠光體團的大小、珠光體片間距以及珠光體的成分也不相同。對同一成分的非共析鋼，由于熱處理工藝不同，轉變產物中先共析相所占的體積分數就不相同，珠光體中滲碳體的量也不相同。既然珠光體轉變的產物不同，則其力學性能也必然不同。

通常，珠光體的強度、硬度高于鐵素體，而低于貝氏體、滲碳體和馬氏體，塑性和韌性則高于貝氏體、滲碳體和馬氏體，見表2-5。因此，一般珠光體組織適合于切削加工或冷成形加工。

2.3.5.1　片狀珠光體的力學性能

片狀珠光體的硬度一般在160～280HBW之間，抗拉強度在784～882MPa之間，伸長率在20%～25%之間。

片狀珠光體的力學性能與珠光體的片間距、珠光體團的直徑以及珠光體中鐵素體片的亞晶粒尺寸等有關。珠光體的片間距主要決定于珠光體的形成溫度，隨形成溫度降低而變小；而珠光體團直徑不僅與珠光體形成溫度有關，還與奧氏體晶粒大小有關，隨形成溫度的降低以及奧氏體晶粒的細化而變小。故可以認為共析成分片狀珠光體的性能主要取決于奧氏體化溫度以及珠光體形成溫度。由于在實際情況下，奧氏體化溫度不可能太高，奧氏體晶粒不可能太大，故珠光體團的直徑變化也不會很大，而珠光體轉變溫度則有可能在較大范圍內調整，故片間距可以有較大的變動。因此從生產角度來看，片間距對珠光體力學性能的影響就更具有生產實際意義。

隨著珠光體團直徑以及片間距的減小，珠光體的強度、硬度以及塑性均將升高。圖2-75和圖2-76給出了共析鋼珠光體片層間距與抗拉強度、斷面收縮率的關系。由圖可見，抗拉強度和斷面收縮率隨片間距的減小而增加。這與表2-5中的珠光體、索氏體（細珠光體）、托氏體（極細珠光體）硬度的變化規律是一致的。比如，粗片狀珠光體的硬度可達200HBW，細片狀珠光體的硬度可達300HBW，極細珠光體的硬度可達450HBW。有的文獻還給出了根據珠光體片間距計算屈服強度的經驗公式：

　　（2-44）

式中，σ_s為屈服強度，MPa；S₀為片間距，μm。

強度與硬度隨片間距的減小而升高，是因為片間距減小時鐵素體與滲碳體變薄，相界面增多，鐵素體中位錯不易滑動，故使塑變抗力升高。在外力足夠大時，位于鐵素體中心的位錯源被滑動后，滑動的位錯將受阻于滲碳體片，滲碳體及鐵素體片越厚，因受阻而塞積的位錯也越多，塞積的位錯將在滲碳體薄片中造成正應力，而使滲碳體片產生斷裂。片層越薄，塞積的位錯越少，正應力也越小，越不易引起開裂。只有提高外加作用力，才能使更多的位錯塞積在相界面一側，造成足夠的正應力而使滲碳體片產生斷裂。當每一個滲碳體片發生斷裂并且裂紋連接在一起時便引起整體脆斷。由此可見，片間距的減小可以提高斷裂抗力。

片間距的減小能提高塑性，這是因為滲碳體片很薄時，在外力作用下，塞積的位錯可以切過滲碳體薄片引起滑移，產生塑性變形而不使之發生正斷，也可以使滲碳體薄片產生彎曲，致使塑性增大。

片間距對沖擊韌度的影響比較復雜，因為片間距的減小將使沖擊韌度下降，而滲碳體片變薄又有利于提高沖擊韌度。前者是由于強度提高而使沖擊韌度下降；后者則是由于薄的滲碳體片可以彎曲、形變而使斷裂成為韌性斷裂，從而提高沖擊韌度。這兩個相互矛盾的因素使韌脆轉變溫度與片間距之間的關系出現一個極小值（圖2-77），即韌脆轉變溫度隨片間距的減小先降后增。

如果片狀珠光體是在連續冷卻過程中在一定的溫度范圍內形成的，先形成的珠光體由于形成溫度較高，片間距較大，強度較低；后形成的珠光體片間距較小，則強度較高。因此，在外力的作用下，將引起不均勻的塑性變形，并導致應力集中，從而使得強度和塑性都下降。因此，為提高強度和塑性，應采用等溫處理以獲得片層厚度均勻的珠光體。

2.3.5.2　粒狀珠光體的力學性能

經球化退火或調質處理，可以得到粒狀珠光體。

在成分相同的情況下，與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的強度、硬度稍低，但塑性較好，如圖2-78所示。粒狀珠光體的疲勞強度也比片狀珠光體高，見表2-6。另外，粒狀珠光體的可切削性、冷擠壓時的成形性好，加熱淬火時的變形、開裂傾向小。所以，粒狀珠光體常常是高碳工具鋼在切削加工和淬火前要求預先得到的組織形態。碳鋼和合金鋼的冷擠壓成形加工，也要求具有粒狀珠光體組織。GCr15軸承鋼在淬火前也要求具有細粒狀珠光體組織，以保證軸承的疲勞壽命。

粒狀珠光體的硬度、強度比片狀珠光體稍低的原因是鐵素體與滲碳體的界面比片狀珠光體少。粒狀珠光體塑性較好是因為鐵素體呈連續分布，滲碳體呈顆粒狀分散在鐵素體基底上，對位錯運動的阻礙較小。

粒狀珠光體的性能還取決于碳化物顆粒的大小、形態與分布。一般來說，碳化物顆粒越細、形態越接近等軸、分布越均勻，韌性越好。

2.3.5.3　鐵素體+珠光體的力學性能

與共析鋼、過共析鋼相比，亞共析鋼的碳含量低，退火態的顯微組織中除了有珠光體外還有先共析鐵素體，所以亞共析鋼的強度、硬度低，塑性、韌性高。

亞共析鋼珠光體轉變產物的力學性能主要取決于C、Mn、Si、N等固溶強化元素的含量和顯微組織中鐵素體和珠光體的相對量、鐵素體晶粒的直徑和珠光體的片間距。C、Mn、Si、N等元素的含量越多、珠光體相對量越多、鐵素體晶粒越細、珠光體片間距越小，其強度和硬度也就越高。亞共析鋼的抗拉強度和屈服強度可由下式求出：

　　（2-45）

　　（2-46）

式中，φ_α為鐵素體的體積分數，%；d為鐵素體晶粒的平均直徑，mm；S₀為珠光體片平均間距，mm。式中的化學元素符號代表該元素的質量分數。

式（2-45）、式（2-46）不僅適用于亞共析鋼，也適用于共析鋼。由關系式可見，當珠光體量少時，珠光體對強度貢獻不占主要地位，此時強度的提高主要依靠鐵素體晶粒尺寸的減小。而當珠光體的量趨于100%時，珠光體對強度的貢獻就成為主要的，此時強度的提高主要依靠珠光體片間距的減小。

塑性則隨珠光體量的增多而下降，隨鐵素體晶粒的細化而升高。

亞共析鋼珠光體轉變產物的韌脆轉變溫度與鐵素體的體積分數σ_α、鐵素體晶粒直徑d、珠光體團直徑D、片間距S₀、滲碳體片厚度t以及Si、N含量等有關。韌脆轉變溫度可用斷口形貌轉變溫度FATT₅₀（fracture appearance transition temperature，FATT）表示。FATT₅₀是指出現體積分數為50%解理斷口和50%纖維斷口時的溫度。中高碳與共析鋼的韌脆轉變溫度（與27J沖擊吸收功相對應）可由下式求出：

　　（2-47）

式中，d為鐵素體直徑，mm；D為珠光體團直徑，mm；t為滲碳體片厚度，mm；N_f為固溶狀態的氮含量。

式（2-47）清楚地表明，亞共析鋼的碳、氮、硅含量越高，珠光體量越多，珠光體團和鐵素體晶粒直徑越大，片間距越大，滲碳體片越厚，韌脆轉變溫度也就越高。這一關系還可從圖2-79中看出，隨著亞共析鋼碳含量的增加，珠光體量增多，沖擊韌度下降，韌脆轉變溫度升高。

但是對于含碳量一定的亞共析鋼來說，增加珠光體的相對量，使珠光體的平均含碳量降低，將有助于改善韌性。

為了獲得最大的沖擊韌度，應使用細晶粒以及硅、碳含量低的鋼，因為細化鐵素體晶粒及珠光體團對韌性是有益的，而固溶強化對韌性是有害的。

2.3.5.4　形變珠光體的力學性能

索體經塑性變形可以大幅度提高材料的強韌性。

將高碳鋼或中碳鋼經奧氏體化后，先在以下適當溫度（大約500℃）的鉛浴中等溫，獲得索氏體（或主要是索氏體）組織。這種組織適于深度冷拔，經冷拔后可獲得優異的強韌性配合。這種工藝被稱為派登脫處理（Patenting）或稱為鉛浴處理。

高碳鋼經派登脫處理后所達到的強度水平，是鋼在目前生產條件下能夠達到的最高水平。比如，w_C為0.9%、直徑為1mm的鋼絲，預先經845～855℃奧氏體化，經516℃等溫索氏體化處理，再經斷面收縮率80%以上的冷拔變形，抗拉強度可接近4000MPa，如圖2-80所示。

含碳量w_C為0.78%的15mm厚的共析鋼板，經850℃×30min奧氏體化后于600℃等溫10min空冷，得到平均片間距為260nm的片狀珠光體［圖2-81（a）］。經壓下率為40%的冷軋，珠光體片層發生變形和不規則彎曲，滲碳體片層向軋制方向傾斜，有些滲碳體發生溶解并斷開，片間距減為160～230nm［圖2-81（b）］。經壓下率為90%的冷軋，珠光體片層嚴重變形，滲碳體片發生細化、溶解及碎化，珠光體變為極細片型，與軋制方向基本趨于平行排列，片間距僅為20～30nm［圖2-81（c）］。XRD譜分析結果表明，鐵素體的點陣常數增大為2.8718nm，含碳量為0.14%（質量分數），呈現過飽和狀態，抗拉強度由原來的1220MPa提高到2220MPa。

索氏體具有良好的冷拔性能，是因為索氏體的片間距很小，使位錯沿最短途徑滑移的可能性增加。同時，由于滲碳體片很薄，在進行較強烈塑性變形時它能夠產生彈性彎曲和塑性變形。正是這兩種因素使得索氏體的塑性增高。

綜上所述，深度冷變形可以使索氏體產生顯著強化的原因是鐵素體內的位錯密度大大增加，使由位錯纏結所組成的胞塊（即鐵素體的亞晶粒）明顯細化，而且點陣畸變明顯增大，滲碳體部分溶解碎化，使鐵素體含碳量過飽和，產生更大的固溶強化。冷變形率越大，鐵素體內位錯密度增加的幅度也越大，亞晶粒細化越明顯，鐵素體含碳量過飽和度越大，強化效果越顯著。