珠光体

定义

珠光体是过冷奥氏体在共析转变中分解出的铁素体与渗碳体两相层片交替排列的整合组织,在金相学中用符号 P 表示^[1]。其平均含碳量为0.77%,按质量分数计约含88%的铁素体与12%的渗碳体,渗碳体以薄片形式分布在铁素体基体上^[2]。

在光学显微镜下,浸蚀后的珠光体呈黑白相间的平行条纹;放大倍数较低或片层过细时,片层无法分辨,组织表现为暗黑色块状。除片状形态外,渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上的组织称为粒状珠光体或球状珠光体,通常由球化退火或马氏体在650 ℃至A1温度区间回火获得^[3]。

早期文献常把珠光体表述为铁素体与渗碳体的机械混合物,但这一说法受到质疑:某些贝氏体同样由铁素体和渗碳体两相组成,而珠光体中两相按一定比例配合、以界面结合并保持确定的位向关系,属于有机结合而非简单混合^[1]。

原理

珠光体转变属于扩散型相变。含碳量接近共析成分的奥氏体缓慢冷却到A1温度(约727 ℃)时,同时析出碳含量很低的铁素体和碳含量很高的渗碳体,这种由单一固相同时析出两相的反应称为共析反应,反应可写作 $A \xrightarrow{727\ ℃} F + Fe_3C$^[4]。含碳量低于共析成分的钢在较高温度先析出铁素体,使剩余奥氏体的碳含量升高,到共析点再形成珠光体,称为亚共析钢;含碳量高于共析成分的钢先析出渗碳体,称为过共析钢^[4]。

关于层片组织的形成,迈尔(R. F. Mehl)提出渗碳体晶核在奥氏体晶界生核并向晶粒内以薄片方式长大,由于渗碳体含碳量高,长大时从周围奥氏体吸收碳,邻近区域因此转变为只能固溶少量碳的铁素体,并把碳向外排出,促使侧面再次析出渗碳体薄片,如此反复形成层片结构;希勒特(M. Hillert)则认为横向生长来自纵向生长过程中的分枝^[4]。晶核究竟以哪一相为先,学界仍有不同意见,一般认为过共析钢以渗碳体为核、亚共析钢以铁素体为核^[4]。

片层间距主要由转变温度决定。齐纳(Zener)给出的最小片层间距关系为 $S_{min}=\frac{2\sigma}{\rho}\cdot\frac{T_e}{\Delta H\,(T_e-T)}$,其中 $T_e$ 为平衡共析温度,$T$ 为实际转变温度,$\sigma$ 为铁素体与渗碳体界面能,$\Delta H$ 为珠光体生成热,$\rho$ 为密度;转变温度越低,片层越细^[4]。

flowchart LR

A[奥氏体 A] -->|冷却至 A1 约727 ℃| B[共析转变]

B --> C[铁素体片层 F]

B --> D[渗碳体片层 Fe3C]

C --> E[层片交替的珠光体 P]

D --> E

E -->|过冷度增大| F[片层变细:索氏体、托氏体]

按片层间距可把片状珠光体细分为3类:光学显微镜下能明显分辨片层的珠光体片间距约150450 nm;片间距80150 nm、光学显微镜下难以分辨的称为索氏体;片间距3080 nm、只能在电镜下看到片层的称为托氏体^[1]。另有一些资料以形成温度划分,认为在A1至650 ℃形成的为粗珠光体,650600 ℃形成的为索氏体,600~550 ℃形成的为屈氏体^[5]。

珠光体片的取向并不一致,同一个原奥氏体晶粒内会形成多个取向不同的珠光体团,团与团之间存在明显取向差,原奥氏体晶粒内部因此分布着大量大角度晶界^[6]。这一结构特征使珠光体的断裂行为同时受片层间距与珠光体团尺寸影响。

片层间距与力学性能之间存在类似霍尔-佩奇(Hall-Petch)的关系。针对0.65%碳钢的研究表明,硬度与屈服强度随片层间距减小而升高,符合霍尔-佩奇型规律,而抗拉强度、伸长率和冲击韧性在片层间距小于某一临界值后对间距不再敏感^[7]。

发展历程

1863 年,英国人索比(H. C. Sorby)用光学显微镜观察经浸蚀的碳钢试样,分辨出碳化物与铁素体交替的片层组织,认为其是高温相的分解产物,并称之为珠泽组织^[8]。他之所以采用这一名称,是因为该组织在斜射照明、较低放大倍数下呈现类似珍珠母的光泽,Sorby 称其为"pearly constituent"。

1891 年,美国人豪(H. M. Howe)在《钢的冶金学》中为钢的基本组织统一命名,把 Sorby 所称的珠泽组织定名为 Pearlite,中文译称珠光体^[9]。

20 世纪上半叶,珠光体转变研究大量展开。1930 年,贝茵(E. C. Bain)与达文波特(E. S. Davenport)发表了奥氏体在临界点以下恒温分解为珠光体的动力学曲线,此后梅尔(R. F. Mehl)等人系统研究了珠光体的转变机制,逐步形成较完善的珠光体转变理论^[8]。

20 世纪60 至80 年代,固态相变研究重心转向马氏体与贝氏体,珠光体研究相对沉寂,珠光体钢的应用范围也较为有限^[10]。此后随着高碳钢丝、钢轨等对高强度需求增加,珠光体组织与片层细化重新成为材料研究的重要方向。

应用

珠光体的数量与形态是碳钢组织分类的基本依据。含碳量0.0218%~0.77%的亚共析钢室温组织为块状铁素体加珠光体,随含碳量升高珠光体比例增加、铁素体减少;含碳量0.77%的共析钢室温组织为层片状珠光体;含碳量0.77%~2.11%的过共析钢则为网状二次渗碳体加珠光体^[2]。白口铸铁中,低温莱氏体也是珠光体与渗碳体的复合组织,珠光体在其中以粒状或棒状形态分布^[2]。

在机械制造中,铁素体-珠光体钢因强度与塑性的组合较好而被广泛使用,珠光体主要承担强度贡献,铁素体则影响塑性^[7]。近共析成分的高碳钢常用于需要兼顾强度、耐磨性与加工性的场合,如钢轨、高碳钢丝和各类工具零件。

热处理工艺大量围绕珠光体展开。以GCr15轴承钢为例,热轧态硬度一般不低于302HBW,需在锯切下料或冷加工前进行软化退火或球化退火;在600~750 ℃退火时细片状珠光体片层间距随温度升高而增大,750 ℃时细片状珠光体基本消失,转变为球化碳化物颗粒^[11]。球化退火后的组织硬度低于片状珠光体,便于切削与冷变形。

珠光体还影响材料的耐蚀表现。渗碳体与铁素体之间存在电位差,会在腐蚀环境中构成微电偶,球化处理减少表面渗碳体的累积量后,微电偶效应减弱,珠光体钢的长期耐腐蚀性能得到改善^[6]。

局限

珠光体的强度提升依赖片层细化,但细化存在边界。对0.65%碳钢的测试显示,片层间距缩小到临界尺寸以下后,抗拉强度、冲击韧性和塑性不再随间距变化而改善,继续追求超细片层并不能带来综合性能的持续提升^[7]。

片状珠光体硬度较高、塑性有限,不适合直接进行冷加工。以珠光体为主要组织的高碳钢,其片层结构不适应后续冷加工或高性能构件的要求,使用前通常需进行球化处理;而传统的长时间球化退火工艺控制难度较大、能耗较高,且球化效果与晶粒细化程度未必理想^[12]。

球化在降低硬度的同时必然带来强度损失。对低合金铁素体-珠光体钢的纳米压痕与拉伸测试表明,球化过程中珠光体相硬度由2.72 GPa降至1.73 GPa,屈服强度由411.5 MPa降至256.1 MPa,整钢屈服强度由276 MPa降至229 MPa,说明珠光体形态一旦粗化或球化,其强化作用即明显削弱^[13]。

珠光体的描述精度也受观测手段限制。片层细至数十纳米时,只能借助电子显微镜分辨,片状珠光体、索氏体与托氏体的光学显微镜判据依赖具体放大倍数,不同资料按形成温度或按片间距划分的标准并不完全统一,建立在此基础上的组织判定存在一定不确定性^[1][5]。此外,珠光体形核究竟以渗碳体还是铁素体为先在学界尚无定论,相关机理表述仍具探讨空间^[4]。

参见

• 铁素体 —— 珠光体的基体相,碳在α-Fe中的固溶体。

• 渗碳体 —— 珠光体的强化相,化学式为Fe3C的金属间化合物。

• 奥氏体 —— 珠光体转变的母相,共析转变由其冷却分解完成。

• 索氏体 —— 片层较细的珠光体变体,片间距约80~150 nm。

• 球化退火 —— 使片状渗碳体变为颗粒状、获得粒状珠光体的热处理工艺。

• 铁碳相图 —— 标示珠光体共析成分与727 ℃共析温度的相平衡图。