2.1 金属的晶体结构与晶体缺陷 2.1.1 金属的晶体结构
金属在固态下通常都是晶体，故研究金属首先就应从了解其晶体结构开始。为此我们需要先介绍一些有关晶体的一般概念。 2.1.1.1 晶体的概念
所谓“晶体”是指其原子(更确切地说是离子)呈规则排列的物体。图2－1（a）所示为一最简单的晶体结构示例。晶体之所以具有这种规则的原子排列，主要是由于各原子之间的相互吸引力与排斥力相平衡的结果。
（a）简单立方晶体
（b）晶体
（a）晶胞
图2－1 简单立方晶体示意图
如图2－1(b)所示，这种表示晶体中原子排列形式的空间格子叫做“晶格”或“点阵”。图中各联线为通过原子中心的假想联线，联线的交点称为“结点”，结点上的黑点表示各原子中心的位置。从晶格中确定一个最基本的几何单元来表示其排列形式的特征，如图2－1(c)所示。这种最基本的几何单元叫做“晶胞”。晶胞的各边尺寸叫做“晶格常数”，各边之间的相互夹角以α、β及γ表示。
各种晶体物质因其原子结构，原子间的结合力(或结合键)的性质不同，晶格形式或晶格常数会各不相同，于是不同晶体便表现出不同的物理、化学和机械性能。
2.1.1.2 三种常见的金属晶格
金属元素在其原子构造上的共同特点是其价电子数目少，与原子核间的结合力小因此金属晶体中的原子结合形成所谓“金属键”，其特点是所有原子都失去其价电子变为正离子，在晶体中规则地排列起来，而所有游离的自由电子则穿梭与各离子之间作高速运动，形成所谓“电子云”，电子云与各离子间的引力使金属被牢固地结合起来，而离子与离子间及电子与电子间的斥力则与这种引力相平衡，使金属处于稳定状态。
由于金属键的存在，使得金属大都具有紧密排列的趋势，以致原子排列组合形式的数目大为减小只有少数几种高对称性的晶格形式。
在全属元素中，有90%以上的金属晶体都属于如下花种密排的晶格形式： (1) 体心立方晶格
体心立方晶格的晶胞(见图2－2)是由八个原子构成的立方体，并在其立方体的体心还有一个原子，因其晶格常数a=b=c，故只用一个常数a即可表示。由图可见，这种晶胞在其立方体对角线方向上的原子是彼此紧密相接触排列的。属于这种晶格的金属有铁、铬等。
图2－2
(2) 面心立方晶格
图2－3
图2－4
面心立方晶格的晶胞(见图2－3)也是由八个原子构成的立方体，但在立方体的每一个面的中心还有一个原子。显然，在这种晶胞中，是在每一个面的对角线上各原子彼此相互接触。属于这种晶格的属有铝、铜等。
(3) 密排六方晶格
密排六方晶格的晶胞(见图2－4)与简单六方晶胞不同，它不仅在上下两个六方面各有7个原子，而且在两个六方面之间还有三个原子。属于这种晶格的金属有镁、锌等。
2.1.1.3 三种典型晶格的致密度及晶面和晶向的分析
(1) 晶格的致密度
金属的特点是其原子排列紧密，即致密度高。所谓晶格的致密度是指其晶胞中所包含的原子所占有的体积与该晶胞体积之比。对于体心立方，晶格的致密度为0.68。面心立方及密排六方晶格的致密度均为0.74，而简单立方晶格的致密度仅为0.52。
(2) 晶面及晶向指数
晶体中各种方位上的原子面叫晶面；各种方向上的原子列叫晶向。表示各种晶面和晶向在晶体中的方位和方向以便分析各种晶面和晶向中原子分布的特性的符号分别叫“晶向指数”和“晶面指数”。
确定晶面指数的方法包括如下三个步骤：
(a) 设晶格中某一原子为原点，通过该点平行于晶胞的三棱边作OX，
OY，OZ三坐标轴，以晶格常数a、b、c分别作为相应的三个坐
(b) (c)
标轴上的量度单位，求出所需确定的晶面在三坐标轴上的截距。 将所得三截距变为倒数。
再将这三个倒数按比例化为最小整数，并加上圆括号，即为晶面
指数。
在立方晶格中，最具有意义的是如图2－5中所示的二种晶面，即(111)、(110)和(100)晶面。这里应注意的是，所谓晶面指数，并非仅指晶格中的某一个晶面，而是泛指该晶格中所有那些与其平行的位相相同的晶面。另外在一种晶格中，如果某些晶面，虽然它们的位相不同，但各晶面中的原子排列相同时，如(100)、(010)及(001)等，这时若无必要区别，则可用{100}晶面指数统称这些晶面。
图2－5 立方晶格中的三种重要晶面 图2－6 立方晶格中的三种重要晶向
晶向指数的确定方法是：
(a) 通过坐标原点引一直线，使其平行于所求的晶向； (b) 求出该直线上任意一点的三个坐标值； (c) 将三个坐标值按比例化为最小整数，加上方括号，即为所求的晶向指数。
图2－6所示的[100]、[110]及[111]晶向为在立方晶格中最具有意义的三种晶向。与晶面指数的表示方法相类似，如[100]、[010]及[001]等具有相同原子排列的晶向可笼统用<100>这种符号来表示。将图2－5、2－6对比可以看出，在立方晶格中，凡指数相同的晶面与晶向是相互垂直的。 (3) 晶面和晶向的原子密度
所谓某晶面的原子密度即指其单位面积上的原子数，而晶向原子密度即指其单位长度上的原子数。在各种晶格中，不同晶面和晶向上的原子密度是不同的。在体心立方晶格中，具有最大原子密度的晶面是{111}，具有最大原子密度的晶向是<111>。
2.1.1.4 晶体的各向异性
由于晶体中不同晶面和晶向上的原子密度不同，因而晶体在不同方向上的性能便有差异，晶体的这种“各向异性”的特点是区别于非晶体的重要标志之一。但必须指出的是，在工业材料中，由于是多晶体，故通常不表现出各向异性。
2.1.1.5 金属的实际结构
在工业金属材料中，除非专门制作，否则都不是单晶体，一般在一块很小的金属中也包含了许许多多的小晶粒，每个小晶粒的内部，晶格位相都是一致的，而各个小晶粒之间，彼此的位相都不相同。晶粒与晶粒之间的界面叫晶界。这种实际上由多晶粒组成的晶体结构就是我们所说的“多晶体”，因为多晶体的各品粒位相不同，结果只表现出它们的平均性能，测不出象单晶体中那样的各向异性。 晶粒的尺寸，在钢铁材料中，一般在0.1－0.001 mm左右，故必须在显微镜下才能看到。在每个晶粒的内部，实际上也不是那么理想的，即每个晶粒内部的晶格位相在不同区域上还有微小的差别，一般为10－20左右，这些在晶格位相上彼此有微小差别的晶内小区域叫做“亚晶”。
2.1.2 晶体的缺陷 2.1.2.1 概述
晶体中的原子是有规则地和周期性地分布于空间，这种原子有规则的分布构成晶体完整性的一面，晶体的物理性质和它结构的完整性有极为密切的关系。另一方面，晶体内部也存在着“非完整性”，这里称为晶体的缺陷。晶体有一些重要的物理性能是和材料所经历的处理条件有很大的关系，例如，软钢的屈服强度，铝合金的强度和韧性就是这样的物理性质。这一类物理性质和晶体内部缺陷有很敏感的关系，称为结构敏感的性能。另外，象弹性模量、密度、热容量等性能和材料内部缺陷状态的关系不很敏感，称之为非敏感的性能。对于材料的性质，特别是那些结构敏感的性能，不能只注意材料本身，而且也要注意材料所经历的各种处理，因为所经历的处理不同，则其内部缺陷状况不同，材料中的组织也不同。晶体中的缺陷可以分为三类：
(l) 点缺陷。它的大小和原子的大小同一个数量级，这种缺陷在几何上是一个个占有和原子体积相等的区域，宏观称之为零维的缺陷。属于这类的例子有空位，填隙(或间隙)原子等。
(2) 线缺陷。这种缺陷是以线状存在于晶体中，通常所指的线缺陷就是位错，宏观上看线是连续的，但从原子的尺度看，线缺陷也是不连续的。尽管如此线缺陷并不是点缺陷的集合，二者对晶体产生的畸变有着本质的不同。
(3) 面缺陷。这种缺陷不同于前面两种，它分布于面上，例如，晶界，相界和堆
垛层错等。可以证明在一定情况下可以分解为线缺陷的某种组合，也可能包含有点缺陷。因为它占有面积，所以为二维的缺陷。
我们既要注意晶体中的点阵结构特点，又要注意到其中的非完整性的一面，才能反映晶体的性能，特别是机械性能。
2.1.2.2 点缺陷
金属晶体中的点缺陷，主要包括空位和填隙原子。 2.1.2.2.1 空位
在晶体内部正常原子座位上的一个原子移到晶体的表面，则在晶体中形成一个空位。空位邻近的若干原子在一定程度上失去其均衡力，多少要发生一些移动，如果空位的邻近原子群向空位所在地移动，可能形成一个由几个原子组成的松弛集团，这个松弛集团在晶体中好像局部的熔化区。
2.1.2.2.2 填隙原子
金属晶体大多数是面心立方、体心立方和六角密堆结构，在这些晶体中都有间隙位置。较小的原子如H、 B、 C、 N、 O等，可以填入这些间隙位置，形成稀的间隙固溶体。占据间隙位置的外来原子称为填隙原子。填隙原子填入间隙位置造成晶格的畸变，这是很重要的一类点缺陷。
2.1.2.3 位错的基本概念
2.1.2.3.1 线缺陷－刃型位错与螺型位错
位错是一种线缺陷，它有两种基本形式。我们先由简单立方的晶体说起(可能只有金属Po是这种结构)。第一种基本形式是一条线，它附近的每一个原子的配位情况有明显的改变。图2--7是一个简单立方晶体，上半部的右角向左移动了一个原子间距，这个推移终止在晶体里面，造成在EFA方向上多了一片材料。图中用符号1表示的是一条和纸面垂直的线，这条线叫做位错线，简称位错。这种位错像是半薄片材料EFA插进晶体的上半部后的薄片边缘，正如刀刃那样，故称为刃型位错。
图2－8 简单立方晶体的螺型位错－右旋螺型 图2－7 简单立方晶体的刃型位错
位错的第二种基本形式是螺型位错，它也是一条线，附近原子的配位数没有变化，但配位的多面休发生了畸变，图2－8表示简单立方晶体中螺型位错所引起的晶体外观。可以这样理解:晶体上下两部分沿晶面AB互相滑移一个原子间距，但这种滑移终止在晶体中，螺型位错就是已滑移区和未滑移区的界线(取几
何中心)。
2.1.2.3.2 位错的一些基本特征
(1) 位错是品体中一系列原子的排列改变r正常状态而形成的线缺陷。刃型位错和螺型位错都有宽度，位错线是这种缺陷的几何中心线。
(2) 位错在晶体当中不是以封闭曲线的形式出现，就是穿过晶体。晶体中若有许多位错，则可形成复杂的网络结构。
(3) 位错上和其附近畸变比较大，可以超过弹性范围，因此位错是晶体中应力场的源。正是由于这个缘故，位错总是使晶体的自由能增加.位错并不是晶体处在热力学平衡状态自由能最低的产物，这和空位不一样。
(4) 位错可以看成两个区域的边界，一边的晶体是没有形变的，另一边的晶体曾经过数量为原子间距的相对位移。在位错的附近还有不均匀的形变。更一般地说，位错是两个不同程度的形变区域的边界。
2.1.2.4 晶界与相界
2.1.2.4.1 界面的定义与界面的分类
晶粒的粗细，形状，位向的分布对晶体的性质有重要的影响。 晶粒通常不是完整的单晶体，而是又可分为更小的亚晶粒，在这些亚晶粒内部才是接近于理想的单晶体。 晶粒间界一般也称为晶界，它是把结构相同但位相不同的两个晶粒分隔开来的一种面状晶体缺陷。
按晶粒间取向差的大小又可把晶界分为小角度晶界和大角度晶界。两个晶粒取向差大于10度的可称为大角度晶界。取向差小于5度的小角度晶界的位错结构较为清晰。在小角度晶界中有两种类型:倾斜晶界与扭转晶界。
相界：如果相邻晶粒不仅位向不同，而且结构或成分也不同，即它们代表不同的两个相，则其间界称为相界面。
按照原子在界面上排列的不同，可把相界分为三种形式：
(a) 共格相界面：界面上原子同时处于两相晶格的结点上，显然，这时界面两侧的两个相必须具有特殊的位向关系，而且为了保持界面上的共格，还经常在周围伴随着晶格畸变。均匀合金分解初期形成的新相往往具有共格界面。 (b) 非共格界面与上述相反的极端情况是完全没有共格关系的界面，称为非共格界面。图10-4表示有两个立方晶格在个自的(001)面上相遇，由于两种的点阵常数不同，要求下部晶体的每三个晶面与上部晶体的四个晶面相配合，其间的差异通过形成一组刃型位错得到解决。这种非共格界面在马氏体转变中是较常见的。
(c) 准共格相界：两种晶体晶格相同，但二者点阵参数有小于10%(或夹角有少量差异)的误差，这样相界面称为准共格相界面。这样的相界面难于保持共格，可引入一系列位错来补偿两边点阵参数的差异。
2.1.2.4.2 晶界的运动
(一) 晶界运动的速度
在讨论晶界运动之前先引人一个称为晶界迁移率的概念。晶界迁移率为晶界移动速度达到一极限速度时，除以晶界移动的推动力，即单位驱动力下产生的晶界运动速度。品界的运动速度取决于晶界两侧的化学位差和跨越晶界的迁移率。 (二) 驱动力
储存能：金属经冷加工后，在它的点阵中出现了大量的晶体缺陷，这些晶体缺陷都是使晶体点阵产生畸变的源、。畸变的弹性能，使点阵的能量增加，其中主要是位错增加点阵的能量，这部分能量称为储存能。退火晶粒储存能基本为零，晶界的迁移速度随储存能的大小而成直线变化。
弹性应变能二在单向拉力的简单情况下，一个处于弹性变形状态的材料，由虎克定律，σ=Eε，对于单轴拉应力或压应力可得出其单位体积的能量：
E/V=1/2σε=1/2Eε2
式中σ为应力；ε为应变。由虎克定律σ=Eε，代人上式可得E/V= σ2/2E，其中E为杨氏模量。现假定一个由两个退火晶粒组成的双晶体承受单向拉应力。但这两个晶粒具有不同的杨氏模量EⅠ与EⅡ。这时这个应力将在两个晶粒间造成每个原子的能量上的差别。由此引起的晶界迁移速度为： U晶界＝B/λ×Vσ2 /2×[1/ EⅡ－1/ EⅠ]
式中V为每个原子的体积。这个数值很小但它很好的说明了任何造成晶粒间能量差的现象都将引起晶界的迁移。
晶界曲率，晶界曲率是产生晶界移动的因素之一：因为界面具有表面张力，所以弯曲表面一定受到一个法向力的作用，以克服力图使界面保持为平面的表面应力。归纳起来晶界曲率的特性表现在下面三点：
(1) 晶界曲率可提供晶界运动的驱动力
{2) 原子由凹侧移向凸侧，晶界则由凸侧移向凹侧
(3) 在二维截面上少于六个边的小晶粒变得更小；而多于六个边的大晶粒，变得更大。
(三)迁移率
迁移率对晶界移动速度有直接影响，影响迁移率主要有如下几个因素： (1) 杂质原子的影响。杂质原子对晶界运动产生一阻力，此阻力大大降低晶界的迁移率。
(2) 第二相粒子的影响。当一条运动着的晶界遇到一个第二相粒子时，粒子将对晶界施加一阻力，这将使晶界在颗粒的所在处被拉向后方，这一阻力可由表面张力在垂直方向上的分量算出。阻力大小主要取决于颗粒大小和颗粒数目。
{3) 温度的影响。可以把一个原子跳越晶界的迁移率和晶界扩散系数联系起来。扩散系数随温度呈指数增加。所以晶界的迁移率也依赖于温度。
2.2 金属的塑性变形与再结晶
由于铸态金属中往往具有晶粒粗大不均匀，组织不致密及杂质偏析等缺陷，故工业上的金属材料大都要在浇铸后经过压力加工再予使用。因为塑性变形，金属的组织会发生很大的变化，可使某些性能如强度等得到显著的提高。但在塑性变形的同时，也会给金属的组织和性能带来某些不利的影响，因此在压力加工之后或在其加工的过程中，还经常对金属进行加热，使其发生回复和再结晶，以消除不利的影响。.
2.2.1 金属的塑性变形 2.2.1.1 金属的变形和断裂
金属在外力的作用下，随着引力的增加，可先后发生弹性变形，塑性变形，直至断裂。我们可以通过如图2－9所示的低碳钢在拉伸试验时的应力－应变曲线来说明。
图2－9 低碳钢应力－应变曲线
如图所示，在应力低于弹性极限σe时，钢所发生的变形即弹性变形，其特点是在外力去除后它便可完全恢复，并且其应力与应变成比例：σ=Eε，即遵守“虎克定理”。其中比例常数E称为弹性模量，它反映了金属对弹性变形的抗力，它代表材料的“刚度”。弹性变形的实质是在应力的作用下，金属内部的晶格发生了弹性的伸长或歪斜，但未超过其原子之间的结合力，故外力去除后，其变形便可完全恢复。
当应力大于弹性极限时，钢不但发生弹性变形，而且还发生塑性变形，即在外力去除后，其变形不能得到完全的恢复，而具有残留变形或永久变形。不能恢复变形的变形便叫塑性变形。通常用屈服极限（σs）表示金属对开始发生微量塑性变形的抗力，而塑性则是指金属能发生塑性变形的量或能力，用延伸率(δ%)或断面收缩率(ψ%)表示。塑性变形的实质是金属内部的晶粒发生压扁或拉长的不可恢复的变形，我们将在下面作较详细的讨论。
随着应力的增加，钢的塑性变形逐渐增大，至应力达到强度极限(σb)之后，试样将发生不均匀的塑性变形，产生颈缩，变形量迅速增加至K点而发生断裂。
故强度极限(σb)表示金属产生不均匀塑性变形的抗力。
2.2.1.2 金属单晶体的塑性变形
为了便于了解实际金属多晶体的塑性变形过程，我们先来分析一下金属单晶体是怎样发生塑性变形的。金属单晶体的塑性变形有“滑移”与“孪生”等不同的方式，但一般在大多数情况下都是以滑移方式进行的。
所谓滑移即晶体的一部分相对于另一部分沿一定界面发生相对的滑动。如图2－10所示，当我们对一单晶体进行拉伸时，外力(P)将在晶内一定的晶面内分解为两种应力，一种是平行于晶面的切应力(т)，一种是垂肖于该品面的正应力(σ)。如图所示，正应力只能引起晶格的弹性伸长，或进一步把晶格拉断：
而切应力则可使晶格在发生弹性歪扭之后，进一步造成滑移，通过大量晶面的滑移，最终便使试样被拉长变细，我们可将滑移变形的要点总结如下：
图2－10 单晶体试样拉伸变形的示意图
(1) 滑移只能在切应力的作用下发生。
(2) 滑移常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生。这是因为只有在最密晶面之间的面间距及最密排晶向之间的原子间距才最大，因而原子结合力最弱，所以在最小的切应力下便能引起它们之间的相对滑动。如表2－1所示，在体心立方晶格中，原子密度最大的晶面是{110}晶面，原子密度最大的晶向是<111>，
体心立方晶格中共有6种不同位相的{110)晶面，即共有6种“滑移面”，每种滑移面上各有2种<111>晶向，即2种滑移方向，一种滑移面和一个滑移方向构成一个“滑移系”，故体心立方晶格共有6×2=12个滑移系。
表2－1 三种典型金属晶格的滑移系
从表2－1可见，面心立方晶格的滑移系亦为12，而密排六方晶格的滑移系为3。滑移系愈多，金属发生滑移的可能性便愈大，金属的塑性便愈好，特别是其中滑移方向的数目比滑移面数目的作用更大，故具有体心立方晶格的铁与具有面心立方晶格的铜及铝，虽然它们都具有12个滑移系，但铁的塑性不如铜及铝。而具有密排六方晶格的镁及锌等，因其滑移系仅有3个，故其塑性远较具有立方晶格的金属为差。
(3)滑移时晶体的一部分相对于另一部分沿滑移方向位移的距离为原子间距的整倍数，滑移的结果会在晶体的表面上造成台阶。若将试样预经抛光而后变形，再在显微镜卜观察时，则可在试样的表面上看到一条条的变形痕迹。若在电子显微镜下观察，便会发现任一条滑移带实际上就是由若干条反映着这种台阶的“滑移线”所构成，如图2－11所示。
图2－11 滑移带和滑移线的示意图
（4）滑移的同时必然伴随有晶体的转动。如图2－10( a)所示，当外力作用于单晶体试样上时，它在某些相邻层晶面上所分解的切应力使晶体发生滑移，而正应力则组成一力偶，使晶体在滑移的同时向外力方向发生转动。一般材料在变形过程中由软取向转到硬取向。
图2－12 晶体中通过位错运动而造成滑移的示意图
近数十年来大量的理论研究证明，滑移原来是由于滑移面上的位错运动而造成的。如图2－12所示即为一刃型位错在切应力的作用下在滑移面上的运动过程，通过一根位错线从滑移面的一侧到另一侧的运动便造成一个原子间距的滑移。对应于位错运动，在滑移面上下原子位移的情况如图2－13所示，由此可见，通过位错运动方式的滑移，并不需要整个晶体上半部的原子相对于其下半部一起位移，而仅需位错中心附近的极少量的原子作微量的位移即可，所以它所需的临界切应力远远小于刚性滑移。
图2－13 滑移面上下原子位移图
2.2.1.3多晶体金属的塑性变形
多晶体金属的塑性变形与单晶体比较并无本质上的差别，即每个晶粒的塑性变形仍以滑移等方式进行。但由于晶界的存在和每个晶粒中的晶格位向不同，故在多晶体中的塑性变形过程要比单晶体中复杂得多。
(一)晶界和晶粒位向的影响
以最简单的情况，即仅由两个晶粒构成的试样来进行拉伸试验。如图2-14所示，经过变形会出现明显的所谓“竹节”现象，即试样在远离夹头和晶界的晶粒中部会出现明显的缩颈，而在晶界附近则难以变形。晶界附近所以具有明显较高的塑性变形抗力，这主要是由于在晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处，晶格排列紊乱，加之该处的杂质原子也往往较多，也增大其晶格畸变，因而使该处在滑移时位错运动的阻力较大，难以发生变形。
的试样在拉伸时的变形
图2－14 由两个晶粒所做成图2－15 锌的拉伸曲线 1、多晶体；2、单晶体
此外，不仅晶界的存在会增大滑移抗力，而且因多晶体中各晶粒晶格位向的不同也会增大其滑移抗力，因为其中任一晶粒的滑移都必然会受到它周围不同晶格位向晶粒的约束和障碍，各晶粒必须相互协调，相互适应，才能发生变形。因此，如图2-15所示，多晶体金属的塑性变形抗力总是高于单晶体。
由此可见，金属的塑性变形抗力，不仅与其原子间的结合力有关，而且还与金属的晶粒度有关，即金属的晶粒愈细，金属的强度愈高，如图2-16所示。因为，金属的晶粒愈细，其晶界总面积便愈大，每个晶粒周围不同取向的晶粒愈多，对塑性变形的抗力也愈大。
图2－16 纯铁的强度和晶粒大小的关系
(二) 晶体的塑性变形过程 在多晶体金属中，由于每个晶粒的晶格位向都不同，其滑移面和滑移方向的分布便不同，故在外力的作用下，每个晶粒中不同滑移面和滑移方向上所受到的分切应力便不同。从材料力学中知道，在拉伸试验时，试样中的分切应力是在与外力成45°的方向上为最大，在与外力相平行或垂直的方向上为最小。因此在试样中，凡滑移面和滑移方向处于或接近于与外力成45°夹角的晶粒必将首先发生滑移变形，通常称这种位向的晶粒为处于“软位向”；而滑移面和滑移方向处于或接近于与外力相平行或垂直的晶粒则称它们处于“硬位向”，因为在这些晶粒中所受到的分切应力将最小，最难发生滑移。由此可见，由于多晶体金属中每个晶粒所处的位向不同，图2－17中用A、B、C示意地表示出了不同位向的晶粒分批滑移的次序。
但是，根据如上所述，当首批处于软位相的晶粒尚不能发生滑移而只能以弹性变形相适应，便会在首批晶粒的晶界附近造成位错堆积，随着外力增大至应力集中达到一定程度，形变才会越过晶界，传递到另一批晶粒中。另外，随着滑移的发生，首批晶粒的位向同时也在发生转动，这也会使这些晶粒从软位向逐步转到硬位向，不能再继续发生滑移，而促使另一批晶粒开始滑移变形。所以，多晶粒的塑性变形总是一批一批晶粒逐步的发生，从少量晶粒开始逐步扩大到大量的晶粒，从不均匀变形逐步发展到比较均匀的变形，变形过程要比单晶体中复杂得
多。
2.2.2 塑性变形对组织和性能的影响
经过塑性变形，可使金属的组织和性能发生一系列重大的变化，这些变化大致可分为如下四方面。
2.2.2.1 晶粒沿变形方向拉长，性能趋于各向异性
经过塑性变形，在力的作用下，随着金属外形的变化，其内部的瀑 V形状也会发生相应的变化，即随着金属外形的压扁或拉长，内部晶粒的形状也会被压扁或拉长，一般大致与金属外形的改变成比例，当形变量很大时，各晶粒将会被拉长成细条状或纤维状，晶界变得模糊不清，此时，金属的性能也将会具有明显的方向性，如纵向的强度和塑性远大于横向等。这种组织叫做“纤维组织”。
2.2.2.2晶粒破碎，位错密度增加，产生加工硬化
随着变形的发生，不仅晶粒的外形会发生变化，而且晶粒内部的亚结构也会发生显著的变化，对金属的性能产生极大的影响。 在形变量不大时，先是在变形晶粒中的晶界附近出现位错的堆积。随着形变量的增大，晶粒内部的位错和亚结构将发生十分复杂的变化。因为如前所述，在未变形的晶体内部经常存在有大量的位错，呈位错壁(亚晶界)和位错网等形式广泛地分布在晶粒中，故随着塑性变形，即位错运动的发生，运动位错和各种位错之间，以及各种运动位错与运动位错之间，便会产生一系列复杂的交互作用。由于位错与位错相遇，首先便会出现位错的缠结现象，即大量位错在位错壁和位错网的旁边造成堆积和相互纠结;继而随着变形的进一步发展，即随着这种位错缠结现象的发展，便会使各晶粒破碎成为细碎的亚晶粒。形变愈大，晶粒的碎细程度便愈大，亚晶界的量便愈多，位错密度便显著增大；同时，细碎的亚晶粒也随着晶粒的拉长而被拉长。因此随着形变量的增大，由于晶粒破碎和位错密度的增加，金属的塑性变形抗力将迅速增大，即硬度和强度显著升高，塑性和韧性下降，产生所谓“加工硬化”现象，如图2－18所示。
图2－18 金属的加工硬化现象
显然，金属的加工硬化会给金属的进一步加工带来困难。例如钢板在冷轧过程中会愈轧愈硬，以至轧制不动。为此，必须在其加工的过程中安排一些中间退火的工序，通过加热消除其加工硬化现象，以恢复它进一步变形的能力。
对于冷轧板成品，为了满足用户进一步变形，冲压变形的要求，冷轧之后要进行退火。
2.2.2.3 织构现象的产生
随着变形的发生，不仅金属中的晶粒会被拉长，而且各晶粒的晶格位向也会沿着变形的方向同时发生转动，故在变形量达到一定的程度(70－90%以上)时，金属的组织将会出现一种所谓“择优取向”(或称“织构”)现象，即了金属中每个晶粒的晶格位向都趋于大体一致。如体心立方晶格的纯铁(或低碳钢)经过高度冷轧之后，其中各晶粒的晶格位向将趋于如图2－19所示的方向，即(001)晶面与[110]晶向平行与轧制面方向，形成所谓“板织构”。
而在高度冷拔时则会出现所谓“丝织构”。
图2－19 铁的板织构示意图 图2－20 冷冲压件的制耳现象
金属中形变织构的形成，会使各种性能呈现明显的各向异性，甚至退火亦难消除，这在大多数情况下都是不利的。例如在用具有织构的铜板冲制杯形或筒形工件时，由于沿辗压方向和垂直于辗压方向上的延伸率仅为40％，而在与辗压方向成45°角的方向上延伸率则达75％，因而在深冲后会出现所谓“制耳”现象，使杯形边缘不齐，杯壁四周厚薄不均匀，如图2－20所示。但织构现象在某些方面则是很有用的，例如制作变压器铁芯的硅钢片其晶格为体心立方，沿<100>晶向最易磁化，如果采用具有<100>织构的的硅钢片制作，并在制作中能注意到使其<100>晶向平行于磁场，将使变压器铁芯的磁导率显著增大，磁滞损耗大为减小，大大提高变压器的效率。
2.2.2.4 残余内应力
经过塑性变形，外力对金属所作的功，约90%以上在使金属变形的过程中变成了热，使金属的温度升高，随后散掉；而小于10%的功则转化为内应力残留于
金属中，使金属的内能增加。所谓内应力即平衡于金属内部的应力，它主要是由于金属在外力的作用下所产生的内部变形不均匀而引起的。如金属表层与心部的变形量不同会形成平衡于表层与心部之间的宏观内应力(通常称为第一类内应力)；彼此晶粒之间或晶内不同区域之间的变形不均匀会形成微观内应力(通常称为第二类内应力)；而囚位错等晶格缺陷的产生而引起的其晶格畸变则叫做晶格畸变应力(通常称为第三类内应力)。第三类内应力是使金属强化的主要原因，也是变形金属中的主要内应力。此外，残余内应力还会使金属的耐蚀性能降低，如金属在碰伤之处往往容易生锈。故金属在塑性变形之后，通常都要进行退火处理，以消除或降低这些内应力。
2.2.3 回复、再结晶与晶粒长大
前面已经讨论了金属的塑性变形。塑性变形使缺陷增多，大量的缺陷在晶体内存在使晶体的自由能提高。金属材料经过冷加工之后，内部存储了能量，材料处于热力学不稳定状态。热处理工艺中的退火就是在一定温度下使冷加工的材料内部消除过多缺陷，降低其自由能，并使若干力学性能回复到变形前的状态。
退火过程可以分为三个阶段：回复、再结晶及晶粒长大。
在回复过程中，材料的性能(包括物理性能和力学性能)部分地或全部地回复到冷加工前的状杰，但是品体内大角度晶界没有运动或没有明显变化。再结晶是在受畸变的晶粒中组成新的无畸变晶粒，并逐渐长大，最后以无畸变的晶粒组织代替畸变晶粒。在这过程中必有大角度晶界的迁动，原来受畸变的晶粒被大角度晶界扫过后发生晶粒取向的变化。再结晶完成之后，材料的性能完全回到冷加工前的状态。再结晶之后继续保温，还会发生晶粒长大以减少晶界自由能。变形金属在不同温度下的组织结构和性能变化示意图见图2－21，下面主要讨论回复、再结品和晶粒长大等问题。
图2－21 变形金属在不同加热温度时晶粒大小和性能变化的示意图
2.2.3.1 回复
冷加工后，金属内部储存有能量，用加热的方法可以把这部分能量释放出来。研究回复的试验方法有以一F几种：
(1) 量热法直接测量放出的能量；
(2) 电阻法电阻率降低表示内部缺陷数目减小；
(3) X射线谱线宽度法随着冷加工状态的消失，谱线由宽变细； (4) 硬度或流变应力法直接反映回复过程中的软化；
(5) 位错结构与位错密度法用透射电镜研究回复过程中的位错的变化。 冷加工或经过辐照的铁在190K就开始回复。经过研究这是填隙原子的迁移引起的。加热到450K，铁的内部才有自扩散现象，即单个空位的迁移成为回复的主要万面。
在更高的温度(具体要看材料的纯度)，冷加工的铁(或铁合金)内部开始有位错的消失和重组位错通过攀移过渡到低的能态。
2.2.3.2 再结晶
冷变形后的金属加热到一定温度，内部开始再结晶。所谓再结晶就是金属晶体内发生大角度晶界迁移，晶粒取向变化并出现无畸变的晶粒。再结晶动力学很像一般相变动力学，后者通常用形核率和长大率来描述。而在再结晶的现象中，“形核”并不是指一般相变中那种通过原子的聚合形成具有临界尺寸的无畸变晶核，而是在冷变形的金属中，已经存在某些特殊领域的优先长大而产生无畸变新晶粒。这些领域常常是通过回复形成的亚结构。亚结构晶粒能作为再结晶的核心，必须具有如下特征：
(1) 亚晶粒必须比周围的亚晶粒更为完善，即其中的位错比较少，应变能较低；
(2) 亚晶粒的边界必须是可动的，即和周围的取向差不小于15°；
(3) 亚晶粒必须够大，致使进一步长大时体积自由能释放可超过表面能的增值。 纯金属再结晶的“形核”机制有三种： (1) 已经存在的大角度晶界的迁动； (2) 亚晶界迁动； (3) 亚晶聚合。
2.2.3.3 各种因素对再结晶温度的影响
应该着重指出的是，再结晶并不是一个恒温过程，它不过是随着温度的升高而大致从某一温度开始进行的过程。所以，再结晶温度实际上是指这一大致开始再结晶的温度。此外，还应该知道，没有经过冷加工变形的金属在加热时是不会发生再结晶的，而且一种金属的再结晶温度会因加工变形程度等因素的影响而变化。这些因素是：
(1) 金属的预先变形程度。如图2－22所示，金属的预先变形程度愈大，其再结晶温度便愈低。因为预先变形的程度愈大，金属晶粒的破碎程度便愈大，产生的位错等晶格缺陷便愈多，组织的不稳定性便愈高，因而会较早地开始再结晶。
从图中可以看出，当变形达到一定程度后，金属的再结晶温度将趋近于某一最低极限值，称为“最低再结晶温度”。大量的实验资料表明，各种金属的最低再结晶温度与熔点之间有大致有如下关系：
T再≈0.4 T熔
式中的温度均按绝对温度计算。由上式可见，金属的熔点愈高，其再结晶温度便愈高。
图2－2 金属的预先变形与再结晶温度的关系
(2) 金属的纯度。金属中的微量杂质或合金元素，特别是高熔点的元素，常会阻止原子扩散或晶界的迁移，故金属纯度的减低常可显著提高其再结晶温度。 (3) 退火加热速度和时间。因为再结晶过程需要有一定的时间才能完成，故提高加热速度会使再结晶推迟到较高温度才发生。退火加热时保温时间愈长，原子的扩散移动愈能充分进行，再结晶温度便愈低，即可使再结晶过程在较低的温度下完成。
鉴于再结晶温度受以上各种因素影响，为缩短退火周期，在工业生产上，再结晶退火加热温度经常定为最低再结晶温度以上100－200℃。
2.2.3.4 晶粒长大
再结晶完了之后，如果继续保温，或者升温保温，晶粒组织还会变化，小晶粒收缩并消失，平均晶粒直径随时问延长而增加，这称为正常晶粒长大。晶粒长大时晶界也在迁动，但此时迁动的驱动力，不决定于两边晶粒形变能之差，因为这时晶粒已经都是无畸变的晶粒了，晶粒长大的驱动力应该从晶界能量消失来考虑。事实上平均晶粒长大可使面积下降，自由能也下降。
2.2.3.5 再结晶退火后的晶粒度
变形金属在退火后所得到的晶粒度对其机械性能有极其重要的影响，不仅影响金属的强度和塑性，而且还影响金属的冲击韧性，故为了正确掌握变形金属的退火质量，就必须了解决定再结晶退火后晶粒度的因素有哪些。
(1) 加热温度时间的影响
如上所述，再结晶退火时的加热温度愈高，金属的晶粒便愈大，如图2－23所示。此外在加热温度一定时，加热时间过长，也会使晶粒长大，但其影响不如加热温度影响大。
图2－23 再结晶退火时的图2－24 再结晶退火的晶粒
加热温度对晶粒度的影响 度与预先变形程度的关系 (2) 变形度的影响
变形度的影响实际上是一个变形均匀性的问题。变形度愈大，变形便愈均匀，再结晶后的晶粒度便愈细。如图2－24所示，当变形度很小时，由于金属的晶格畸变很小，不足以引起再结晶，故晶粒度仍然保持原样。当变形度在2－10%范围内时，再结晶后的晶粒度比较粗大，如图2－25所示，因为在此情况下，金属中仅有部分晶粒发生变形，变形极不均匀，再结晶时的形核数目很少，再结晶后的晶粒度很不均匀，晶粒极易相互吞并长大。这个变形度叫做“临界变形度”，生产中应尽量避免这一范围的加工变形，以免形成粗大晶粒而降低性能。当变形大于临界变形度后，随着变形度的增加，变形便愈均匀，再结晶的形核率便愈大，再结晶后的晶粒度便愈小愈均匀。不过，如果预先的变形度过大(大于90%时)，在某些金属中有时还会再次出现晶粒异常长大的现象。一般认为这与金属中的织构形成有关，因为这时金属中各晶粒位向都趋于大致相近，从而给晶粒沿一定方向的长大造成了有利条件。
综合以上加热温度和变形度两个因素对再结晶后晶粒度的影响于一个立体坐标图中，如图2－25所示，叫做“再结晶全图”。各种金属的再结晶全图是制定金属加工变形与退火工艺的重要参考资料。
图2－25 再结晶全图
2.3 铁碳合金材料理论基础
钢铁是现代机械制造工业中最为广泛的金属材料。普通碳钢和铸铁均属铁碳
合金范畴，合金钢和合金铸铁实际上是有意加人合金元素的铁碳合金。因此，铁和碳是钢铁材料的两个最基本的组元。为了熟悉钢铁材料，以利于合理选用，有必要首先从铁开始，研究铁与碳的相互作用，以便认识铁碳合金的本质并了解铁碳合金成分、组织结构与性能之间的关系。
2.3.1 纯铁、铁碳合金的组织结构及其性能
一般来说，铁从来不会是纯的，其中总含有杂质。工业纯铁中常含有0.10－0.20%的杂质。纯铁的熔点或凝固点为1538℃，其冷却曲线如图2－26所示。
可以看到在1394℃及912℃出现水平台。结合X射线结构分析，证明在这两个温度发生不同的同素异构转变，其变化过程如下：
图2－26 纯铁的冷却曲线及晶体结构变化
图2－27 工业纯铁的显微组织 工业纯铁的显微组织如图2－27所示。工业纯铁的机械性能与其组织中晶粒大小有密切关系，在其它条件不变时，晶粒越细，强度越高。工业纯铁的机械性能大致为σb＝180－230MN/m2；σ0.2＝100－170 MN/m2；δ＝30％－50％；ψ＝70％－80％；Ak＝128－160J；HB＝50－80。
工业纯铁虽然塑性较好，但强度较低，所以很少用它制造机械零件，常用的是它的合金。在工业上应用最广的是铁碳合金。
表2－2 工业纯铁和几种铁碳合金的成分、组织及硬度
材料名称 组织及相对量 硬度（HB） 工业纯铁 ≈100％铁素体 80 含0.45％C的铁碳合金 44％铁素体＋56％珠光体 140 含0.77％C的铁碳合金 ≈100％珠光体 180 含1.20％C的铁碳合金 93％珠光体＋7％渗碳体 260
表2－2列出了工业纯铁和含碳量分别为0.45 %，0.77 %，1.20%的铁碳合金的硬度值及金相组织(室温平衡状态)。
由表可见，≈100%铁素体的工业纯铁最软；含0.77 ％C的铁碳合金的硬度比含0.45 % C的铁碳合金高，显然与铁素体相对量减少有关；含1.20 % C的铁碳合金的硬度比含0.77 % C铁碳合金还要高，这是由于渗碳体相对量增多所致。
铁碳合金的显微组织远比纯铁复杂，它们是由“铁素体”、“渗碳体”及“珠光体”等几种基本的组织组成物所构成。
铁素体为碳在α－Fe中的间隙固溶体，常用符号F(或α)表示。铁素体具有体心立方晶格结构，由于它的间隙很小，因而溶碳能力较差，如在室温时仅溶碳0.0008%。
工业纯铁中含有微量的碳(<0.002%)，因此在室温时其组织为≈100％铁素体。 渗碳体即Fe3C，它是二种具有复杂结构的间隙化合物，渗碳体含6.69％C，其硬度很高，约为HB800，能轻易地刻划玻璃，极脆，其塑性几乎等于零。在室温平衡状态下，铁碳合金(钢)中的碳大多以渗碳体形式存在于组织中。
珠光体为铁素体与渗碳体两相的间隙混合物，用符号P表示。珠光体中渗碳体呈片状分布于铁素体基体之上。
铁素体、渗碳体和珠光体是室温平衡状态下铁碳合金组织中基本的组成物。此外，还有一种在高温(> 720℃)存在的组织――奥氏体，它是碳在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A(或γ)表示。奥氏体具有面心立方晶格结构，由于它的间隙比铁素体强，如铁素体溶碳量最大为0.02% (727℃时)，而奥氏体溶碳量最大可达2.11(1148℃时)。图2－28为奥氏体晶格间隙溶碳示意图。图2－29为铁碳合金在高温时所显示的奥氏体组织。
在室温平衡状态下铁碳合金组织中基本组成物的机械性能如表2－3所列。由表可见，铁素体的塑性和韧性最好，硬度最低；珠光体的强度最高，塑性、韧性和硬度介于渗碳体和铁素体之间。 名称 铁素体 渗碳体 珠光体 表2－3 室温平衡状态下铁碳合金组织中基本组成物的机械性能 σb δ ψ 符号 结合类型 HB MN/m2 （％） （％） 碳在中的固溶F或α 体（体心立方晶230 80 50 160 格） 铁和碳的化合Fe3C 30 800 ≈0 ≈0 物（复杂晶格） 铁素体和渗碳P 体的层片状机750 180 20－25 24－32 械混合物
图2 －28 奥氏体晶格间隙溶碳示意图
图2－29 高温奥氏体（×500）
2.3.2 碳钢
碳钢的价格低廉，便于获得，容易加工，因而在机械制造中得到广泛使用。为了在生产上河里选择，正确使用各种碳钢，必须简要的了解我国碳钢的分类、编号和用途，以及一些常存杂质元素对碳钢的影响。 2.3.2.1 钢中常存杂质元素的影响
实际使用的碳钢并不是单纯的铁碳合金，其中或多或少包含一些杂质元素。
常存的杂质元素有Si、Mn、S、P四种，现分述如下：
（一） 锰的影响
一般认为锰在碳钢中是一种有益元素，能使钢的强度提高，在碳钢中含锰量通常<0.80%；在含锰合金钢中，含锰量一般控制在1.0－1.2%范围，锰与硫化合成MnS，能减轻硫的有害作用。当锰含量不多，在碳钢中仅作为少量杂质存在时，它对钢的性能影响并不显著。
（二） 硅的影响
硅在钢中也是一种有益元素，在碳钢中含硅量通常<0.35%。硅与锰一样，能使钢的强度、硬度、弹性提高，而塑性、韧性降低。有一部分硅则存在于硅酸盐夹杂中。当硅含量不多，在碳钢中仅作为少量杂质存在时，它对钢的性能影响并不显著。
（三） 硫的影响
硫在钢中是有害杂质。硫不溶于铁，而以FeS形式存在。FeS会与Fe形成共
晶（见图2－30），并分布于奥氏体晶界。
当铁在1000－1200℃压力加工时，由于FeS－Fe共晶（熔点只有989℃）已经熔化，并使晶粒脱开，钢材变得极脆，这种脆性现象称为“热脆”。为了避免热脆，钢中含硫量必须严格控制，普通钢含硫量应≤0.055％，优质钢含硫量应≤0.040％，高级优质钢含硫量应≤0.030％。在钢中增加含锰量，可消除硫的有害作用。锰能与硫形成熔点很高的MnS，而且MnS在高温时具有塑性，故可避免热脆现象。
图2－30 Fe－FeS相图
（四） 磷的影响
磷也是一种有害杂质。磷在钢中全部溶于铁素体中，虽可使铁素体的强度、硬度有所提高，但却使室温下钢的塑性、韧性急剧降低，并使脆性转化温度有所提高，使钢变脆，这种现象称为“冷脆”。磷的存在还使钢的焊接性能变坏，因此钢中含磷量要严格控制，普通钢含磷量应小于0.045％，优质钢含磷量应小于
0.04％，高级优质钢含磷量应小于0.035%。
2.3.3.2 碳钢的分类和编号 2.3.3.2.1 碳钢的分类
碳钢分类方法很多，这里主要介绍三种，即根据钢的含碳量、质量和用途来区分。现分述如下：
(1) 根据钢的含碳量分类根据钢的含碳量，可分为三类： 低碳钢 小于等于0.25 % C 中碳钢 0.30－0.55%C 高碳钢 大于等于0.60 % C
(2) 根据钢的质量分类根据钢的质量高低，即主要根据钢中所含有害杂质S、P的多少来分，通常分三类：
普通碳素钢：S、P含量分别小于等于0.055%和0.045％； 优质碳素钢：S、P含量均应小于等于0.040%；
高级优质碳素钢；S、P含量分别小于等于0.03%和0.035% (3) 根据用途分类根据碳钢的用途不同，可分为两大类： 碳素结构钢：主要用于制造各种工程构件和机器零件，这类钢一般属于低碳钢和中碳钢；
碳素工具钢；主要用于制造各种刀具，量具和模具。这类钢含碳量高，一般属于高碳钢。
2.3.3.2.2 碳钢的编号
钢的品种很多，为了在生产，加工处理过程中不会造成混乱，必须对各种钢进行命名和编号。
1、普通碳素结构钢普通碳素结构钢简称为“普碳钢”。根据国家标准，它分为三类：
(1) 甲类钢：这类钢按保证机械性能供应。其钢号以“甲”或“A”加上数字表示。共有7级，即甲1－甲7(或Al－A7)。数字愈大的甲类钢，其屈服强度和抗拉强度愈大，但是延伸率愈小。
(2) 乙类钢：这类钢按保证化学成分供应。其钢号以“乙”或“B \"加上数字表示。也分为7级，即，乙1－乙7(或B1-B7)。数字愈大的乙类钢，其含碳量愈高。 2、优质碳素结构钢优质碳素钢和普通碳素钢不同，必须同时保证钢的化学成分和机械性能。这类钢所含的S、P量较小(小于0.04%)，纯净度、均匀性及表面质量都比较高。因此，优质碳素结构钢的塑性和韧性都比较好。
根据化学成分不同，优质碳素结构钢又分为普通含锰钢和较高含锰钢两类。 优质碳素结构钢的表示方法： (1) 正常含锰量的优质碳素结构钢：所谓正常含锰量，对于含碳量小于0.25%的碳素结构钢，含锰量0.35－0.65；而对于含碳量大于0.25%的碳素结构钢，为含锰量0.5－0.8 %。这类钢的平均含碳量用两位数字表示，以0.01%为单位。例
如钢号20，表示平均含碳量为0.20%的钢；钢号45，表示平均含碳量为0.45%。 (2) 较高含锰量的优质碳素结构钢；所谓较高含锰量，对于含碳量为0.15~0.60%的碳素结构钢，为含锰量0.7－1.0；而对于含碳量0.60%的碳素结构钢，为含锰量0.9－1.2%。这类钢的表示方法是在表示含碳量的两位数字后面以汉字“锰”或化学符号：“Mn”。例如20Mn表示含碳量为0.20％，含锰量为0.7－1.0%的钢；钢号40Mn表示平均含碳量为0.4，含锰量为0.70－1.0%的钢。
3、碳素工具钢这类钢的编号原则是在“碳”或“T”字的后面附以数字来表示，数字表示钢中的平均含碳量，以0.10%为单位。例如钢号T8,、T12分别表示平均含碳量为0.80%和1.20%的碳素工具钢。若为高级优质碳素工具钢，则在钢号末端再附以“高”或“A”，如T 12A等。
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