2.3.5　珠光体的力学性能

珠光体转变的产物与钢的化学成分及热处理工艺有关。共析钢珠光体转变产物为珠光体，亚共析钢珠光体转变产物为先共析铁素体加珠光体，过共析钢珠光体转变产物为先共析渗碳体加珠光体。同样化学成分的钢，由于热处理工艺不同，转变产物既可以是片状珠光体，也可以是粒状珠光体。同样是片状珠光体，珠光体团的大小、珠光体片间距以及珠光体的成分也不相同。对同一成分的非共析钢，由于热处理工艺不同，转变产物中先共析相所占的体积分数就不相同，珠光体中渗碳体的量也不相同。既然珠光体转变的产物不同，则其力学性能也必然不同。

通常，珠光体的强度、硬度高于铁素体，而低于贝氏体、渗碳体和马氏体，塑性和韧性则高于贝氏体、渗碳体和马氏体，见表2-5。因此，一般珠光体组织适合于切削加工或冷成形加工。

2.3.5.1　片状珠光体的力学性能

片状珠光体的硬度一般在160～280HBW之间，抗拉强度在784～882MPa之间，伸长率在20%～25%之间。

片状珠光体的力学性能与珠光体的片间距、珠光体团的直径以及珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸等有关。珠光体的片间距主要决定于珠光体的形成温度，随形成温度降低而变小；而珠光体团直径不仅与珠光体形成温度有关，还与奥氏体晶粒大小有关，随形成温度的降低以及奥氏体晶粒的细化而变小。故可以认为共析成分片状珠光体的性能主要取决于奥氏体化温度以及珠光体形成温度。由于在实际情况下，奥氏体化温度不可能太高，奥氏体晶粒不可能太大，故珠光体团的直径变化也不会很大，而珠光体转变温度则有可能在较大范围内调整，故片间距可以有较大的变动。因此从生产角度来看，片间距对珠光体力学性能的影响就更具有生产实际意义。

随着珠光体团直径以及片间距的减小，珠光体的强度、硬度以及塑性均将升高。图2-75和图2-76给出了共析钢珠光体片层间距与抗拉强度、断面收缩率的关系。由图可见，抗拉强度和断面收缩率随片间距的减小而增加。这与表2-5中的珠光体、索氏体（细珠光体）、托氏体（极细珠光体）硬度的变化规律是一致的。比如，粗片状珠光体的硬度可达200HBW，细片状珠光体的硬度可达300HBW，极细珠光体的硬度可达450HBW。有的文献还给出了根据珠光体片间距计算屈服强度的经验公式：

　　（2-44）

式中，σ_s为屈服强度，MPa；S₀为片间距，μm。

强度与硬度随片间距的减小而升高，是因为片间距减小时铁素体与渗碳体变薄，相界面增多，铁素体中位错不易滑动，故使塑变抗力升高。在外力足够大时，位于铁素体中心的位错源被滑动后，滑动的位错将受阻于渗碳体片，渗碳体及铁素体片越厚，因受阻而塞积的位错也越多，塞积的位错将在渗碳体薄片中造成正应力，而使渗碳体片产生断裂。片层越薄，塞积的位错越少，正应力也越小，越不易引起开裂。只有提高外加作用力，才能使更多的位错塞积在相界面一侧，造成足够的正应力而使渗碳体片产生断裂。当每一个渗碳体片发生断裂并且裂纹连接在一起时便引起整体脆断。由此可见，片间距的减小可以提高断裂抗力。

片间距的减小能提高塑性，这是因为渗碳体片很薄时，在外力作用下，塞积的位错可以切过渗碳体薄片引起滑移，产生塑性变形而不使之发生正断，也可以使渗碳体薄片产生弯曲，致使塑性增大。

片间距对冲击韧度的影响比较复杂，因为片间距的减小将使冲击韧度下降，而渗碳体片变薄又有利于提高冲击韧度。前者是由于强度提高而使冲击韧度下降；后者则是由于薄的渗碳体片可以弯曲、形变而使断裂成为韧性断裂，从而提高冲击韧度。这两个相互矛盾的因素使韧脆转变温度与片间距之间的关系出现一个极小值（图2-77），即韧脆转变温度随片间距的减小先降后增。

如果片状珠光体是在连续冷却过程中在一定的温度范围内形成的，先形成的珠光体由于形成温度较高，片间距较大，强度较低；后形成的珠光体片间距较小，则强度较高。因此，在外力的作用下，将引起不均匀的塑性变形，并导致应力集中，从而使得强度和塑性都下降。因此，为提高强度和塑性，应采用等温处理以获得片层厚度均匀的珠光体。

2.3.5.2　粒状珠光体的力学性能

经球化退火或调质处理，可以得到粒状珠光体。

在成分相同的情况下，与片状珠光体相比，粒状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好，如图2-78所示。粒状珠光体的疲劳强度也比片状珠光体高，见表2-6。另外，粒状珠光体的可切削性、冷挤压时的成形性好，加热淬火时的变形、开裂倾向小。所以，粒状珠光体常常是高碳工具钢在切削加工和淬火前要求预先得到的组织形态。碳钢和合金钢的冷挤压成形加工，也要求具有粒状珠光体组织。GCr15轴承钢在淬火前也要求具有细粒状珠光体组织，以保证轴承的疲劳寿命。

粒状珠光体的硬度、强度比片状珠光体稍低的原因是铁素体与渗碳体的界面比片状珠光体少。粒状珠光体塑性较好是因为铁素体呈连续分布，渗碳体呈颗粒状分散在铁素体基底上，对位错运动的阻碍较小。

粒状珠光体的性能还取决于碳化物颗粒的大小、形态与分布。一般来说，碳化物颗粒越细、形态越接近等轴、分布越均匀，韧性越好。

2.3.5.3　铁素体+珠光体的力学性能

与共析钢、过共析钢相比，亚共析钢的碳含量低，退火态的显微组织中除了有珠光体外还有先共析铁素体，所以亚共析钢的强度、硬度低，塑性、韧性高。

亚共析钢珠光体转变产物的力学性能主要取决于C、Mn、Si、N等固溶强化元素的含量和显微组织中铁素体和珠光体的相对量、铁素体晶粒的直径和珠光体的片间距。C、Mn、Si、N等元素的含量越多、珠光体相对量越多、铁素体晶粒越细、珠光体片间距越小，其强度和硬度也就越高。亚共析钢的抗拉强度和屈服强度可由下式求出：

　　（2-45）

　　（2-46）

式中，φ_α为铁素体的体积分数，%；d为铁素体晶粒的平均直径，mm；S₀为珠光体片平均间距，mm。式中的化学元素符号代表该元素的质量分数。

式（2-45）、式（2-46）不仅适用于亚共析钢，也适用于共析钢。由关系式可见，当珠光体量少时，珠光体对强度贡献不占主要地位，此时强度的提高主要依靠铁素体晶粒尺寸的减小。而当珠光体的量趋于100%时，珠光体对强度的贡献就成为主要的，此时强度的提高主要依靠珠光体片间距的减小。

塑性则随珠光体量的增多而下降，随铁素体晶粒的细化而升高。

亚共析钢珠光体转变产物的韧脆转变温度与铁素体的体积分数σ_α、铁素体晶粒直径d、珠光体团直径D、片间距S₀、渗碳体片厚度t以及Si、N含量等有关。韧脆转变温度可用断口形貌转变温度FATT₅₀（fracture appearance transition temperature，FATT）表示。FATT₅₀是指出现体积分数为50%解理断口和50%纤维断口时的温度。中高碳与共析钢的韧脆转变温度（与27J冲击吸收功相对应）可由下式求出：

　　（2-47）

式中，d为铁素体直径，mm；D为珠光体团直径，mm；t为渗碳体片厚度，mm；N_f为固溶状态的氮含量。

式（2-47）清楚地表明，亚共析钢的碳、氮、硅含量越高，珠光体量越多，珠光体团和铁素体晶粒直径越大，片间距越大，渗碳体片越厚，韧脆转变温度也就越高。这一关系还可从图2-79中看出，随着亚共析钢碳含量的增加，珠光体量增多，冲击韧度下降，韧脆转变温度升高。

但是对于含碳量一定的亚共析钢来说，增加珠光体的相对量，使珠光体的平均含碳量降低，将有助于改善韧性。

为了获得最大的冲击韧度，应使用细晶粒以及硅、碳含量低的钢，因为细化铁素体晶粒及珠光体团对韧性是有益的，而固溶强化对韧性是有害的。

2.3.5.4　形变珠光体的力学性能

索体经塑性变形可以大幅度提高材料的强韧性。

将高碳钢或中碳钢经奥氏体化后，先在以下适当温度（大约500℃）的铅浴中等温，获得索氏体（或主要是索氏体）组织。这种组织适于深度冷拔，经冷拔后可获得优异的强韧性配合。这种工艺被称为派登脱处理（Patenting）或称为铅浴处理。

高碳钢经派登脱处理后所达到的强度水平，是钢在目前生产条件下能够达到的最高水平。比如，w_C为0.9%、直径为1mm的钢丝，预先经845～855℃奥氏体化，经516℃等温索氏体化处理，再经断面收缩率80%以上的冷拔变形，抗拉强度可接近4000MPa，如图2-80所示。

含碳量w_C为0.78%的15mm厚的共析钢板，经850℃×30min奥氏体化后于600℃等温10min空冷，得到平均片间距为260nm的片状珠光体［图2-81（a）］。经压下率为40%的冷轧，珠光体片层发生变形和不规则弯曲，渗碳体片层向轧制方向倾斜，有些渗碳体发生溶解并断开，片间距减为160～230nm［图2-81（b）］。经压下率为90%的冷轧，珠光体片层严重变形，渗碳体片发生细化、溶解及碎化，珠光体变为极细片型，与轧制方向基本趋于平行排列，片间距仅为20～30nm［图2-81（c）］。XRD谱分析结果表明，铁素体的点阵常数增大为2.8718nm，含碳量为0.14%（质量分数），呈现过饱和状态，抗拉强度由原来的1220MPa提高到2220MPa。

索氏体具有良好的冷拔性能，是因为索氏体的片间距很小，使位错沿最短途径滑移的可能性增加。同时，由于渗碳体片很薄，在进行较强烈塑性变形时它能够产生弹性弯曲和塑性变形。正是这两种因素使得索氏体的塑性增高。

综上所述，深度冷变形可以使索氏体产生显著强化的原因是铁素体内的位错密度大大增加，使由位错缠结所组成的胞块（即铁素体的亚晶粒）明显细化，而且点阵畸变明显增大，渗碳体部分溶解碎化，使铁素体含碳量过饱和，产生更大的固溶强化。冷变形率越大，铁素体内位错密度增加的幅度也越大，亚晶粒细化越明显，铁素体含碳量过饱和度越大，强化效果越显著。