第3章金屬的塑性變形與再結晶3.1金屬的塑性變形3.2金屬及合金的回復與再結晶3.3金屬的熱塑性加工 3.1金屬的塑性變形

3.1.1單晶體金屬的塑性變形

1.滑移

在切應力的作用下，晶體的一部分會沿著一定晶面（滑移面）上的一定方向（滑移方向）相對于另一部分發生滑動，這種現象稱為滑移。

1）滑移的特征

（1）滑移線與滑移帶。

使拋光的銅單晶試樣產生適當的塑性變形，然后在宏觀及金相顯微鏡下可以觀察到試樣的表面有許多呈一定角度階梯狀的互相平行的線條，通常稱為滑移帶(圖3－1)。用電子顯微鏡可以觀察到該滑移帶并不是一條線，而是由一系列相互平行的細線所組成。把組成滑移帶的那些細線稱為滑移線。單晶塑性變形時滑移線和滑移帶的形成示意圖如圖3－2所示。

滑移帶是金屬沿其滑移面的某些晶面發生滑移后所形成的。在塑性的單晶體中，如銅和鋁中，滑移可在多個晶體表面上發生，這樣其表面滑移帶的形貌相對較均勻（圖3－1）。如果在高倍顯微鏡下仔細觀察其表面，會發現滑移帶由許多小的滑移臺階組成（圖3－2），這些小臺階稱為滑移線，滑移線之間的間隔一般為100～1000原子間距，而滑移帶之間的間距約為10000原子間距。圖3－1銅單晶塑性變形后表面的滑移帶形貌(250×）

圖3－2單晶塑性變形時滑移線和滑移帶的形成示意圖

(a)變形前；(b)變形時；(c)滑移線和滑移帶示意

滑移線及滑移帶的出現說明在塑性變形中，金屬內部產生了分層的相對移動，當金屬內部的滑移層移到金屬表面時，便會在拋光面上造成一系列高低不平的臺階，這便是所看到的滑移線及滑移帶。

眾多大小不同的滑移帶的綜合效果在宏觀上的體現就是晶體的塑性變形。

對變形后的晶體作X－射線衍射結構分析后發現，金屬的晶體結構類型并沒有發生變化，滑移帶兩側的晶體取向也未改變。因此，晶體在滑移過程中并未改變晶體的結構和晶格的取向，只是晶體在切應力的作用下，一部分沿著某一滑移面上的某一晶向相對于另一部分發生滑動而已。

（2）滑移系。

金屬塑性變形后所出現的滑移線及滑移帶，它們或者相互平行或者互成一定角度，這表明金屬中的滑移是沿著一定的晶面和一定的晶向進行的。這些晶面和晶向分別稱為滑移面和滑移方向。

滑移面和滑移方向往往是金屬晶體中原子面密度最大的晶面（密排面）和其上線密度最大的方向（密排方向）。這是因為晶體中原子密度最大的晶面和晶向上，原子的結合力最強，而密排面之間、密排方向之間的間距卻最大，結合力最弱，所以滑移往往沿晶體的密排面和該面的密排方向進行。

表3－1三種常見金屬晶體結構的滑移系

（3）滑移的臨界切應力。當金屬晶體受外力作用時，無論外力的方向、大小與作用方式如何，在晶體內部都可分解為垂直某一晶面的正應力與沿此晶面的切應力。滑移面上沿著滑移方向的分切應力達到某一臨界值時，晶體開始滑移。

臨界切應力的計算方法如圖3－3所示。設有一圓柱形的金屬單晶體試樣受到軸向拉伸外力P的作用，晶體的橫截面積為F，P與滑移方向的夾角為λ，與滑移面法線的夾角為φ，則滑移面的面積A為F/cosφ，外力P對該滑移面的作用力可分解為垂直于此面的分力和平行于此面的分力，該晶面對應的應力為正應力σ和切應力τ(圖3－3)。正應力σ只能使試樣彈性伸長，當σ足夠大時試樣將發生斷裂。切應力τ則使試樣沿該晶面滑移。這樣，外力P在滑移方向上的分力為Pcosλ，則外力P在滑移方向上的分切應力為圖3－3單晶體滑移變形時的應力分解圖當滑移開始時，式(3－1)中的τ達到臨界值τC。此時宏觀上金屬開始屈服，P/F應當等于σs，將其代入式(3－1)，即得

式中，τC稱為金屬晶體的臨界分切應力，其數值取決于金屬的晶體臨界切應力的因素主要有金屬的類型、成分、試驗溫度和加載速度，而與加載的方向、方式及數值無關；cosλ·cosφ稱為取向因子或史密特（Schmid）因子，記為m。取向因子大的稱軟取向，取向因子小的稱硬取向。

（3－1）

τC=σscosλ·cosφ

顯然，當P一定時，作用于滑移系上的分切應力與晶體的取向有關，取向因子m愈大，則分切應力τ也愈大。可以理解，對任何φ值，當λ=90°-φ時，該方向上的分切應力最大，即只有當滑移面法線及外力軸三者共面時，才可能獲得最大的取向因子，此時m=cosφcos(90°-φ)=sin2φ/2，故當φ＝45°時，有最大值1/2。

實驗證明，在外力一定的條件下，滑移面法線與外力Ρ的夾角φ等于或接近45°時，金屬的σs最小，即外力作用下滑移最容易進行，金屬最易產生塑性變形并可表現出最大的塑性。當滑移面與外力平行(φ=0°)或垂直(φ=90°)時，無論τC的數值如何，金屬的σs都為無窮大，晶體不可能滑移，即外力作用下金屬不會產生任何塑性變形，直至斷裂。（4）滑移時晶面的轉動。

隨著滑移的進行，金屬晶體還會產生轉動，從而使金屬晶體的空間取向發生變化，如圖3－4(a)所示。不難看出，在拉伸時，晶體轉動的結果是使其滑移方向逐漸轉到與應力軸相平行的方向；而在壓縮時，晶體轉動是使其滑移面逐漸轉到與應力軸相垂直的方向。

在單晶體試樣拉伸過程中，由于發生滑移后的晶體使試樣兩端拉力不再處于同一直線上(圖3－4(b))，因此產生一個力矩迫使滑移面產生趨向與外力平行的方向轉動，使試樣兩端拉力重新作用于一條直線上。因此金屬單晶體在拉伸過程中除了發生滑移外，也同時發生轉動。

圖3－4金屬晶體在滑移時的轉動

(a)拉伸時；(b)壓縮時

2）滑移的機理

最早曾設想滑移的過程是晶體的一部分相對于另一部分沿滑移面作整體剛性滑移。但是由此計算出的滑移所需最小切應力與實際測量的結果相差很大。經多年研究證明，由于晶體中存在著位錯，滑移實質上是位錯在切應力作用下沿滑移面運動的結果。

在切應力的作用下，晶體中形成一個正刃位錯，這個多出的半原子面會由左向右逐步移動；當這個位錯移到晶體的右邊緣時，移出晶體的上半部就相對于下半部移動了一個原子間距的滑移量，并在晶體表面形成一個原子間距的滑移臺階。同一滑移面上若有大量的位錯不斷地移出晶體表面，滑移臺階就不斷增大，直到在晶體表面形成顯微觀察到的滑移線和滑移帶。

位錯在晶體中移動時所需切應力很小，因為位錯的運動實質上是原子的運動，它不是整個滑移面上全部原子一起運動，而是通過位錯中心少數原子的逐一遞進（像接力賽跑一樣），由一個平衡位置轉移到另一個平衡位置而進行，而且其位移量都不大，形成逐步滑移(圖3－5)。通過位錯的逐步滑移比整體移動所需的臨界切應力要小得多，這稱為“位錯的易動性”。正是位錯運動的這一特點，使金屬晶體具有良好的塑性變形能力。

圖3－5位錯運動造成滑移

滑移所需的臨界切應力τC實際上是滑移面內一定數量的位錯移動時所需的切應力。其大小取決于位錯滑動時所要克服的阻力，這些阻力對單晶體來說，主要由晶體內位錯的密度及其分布特征所決定。如果晶體內存在少量的位錯，滑移易于進行，因此金屬晶體的強度也就比較低。但是，當位錯數目超過一定范圍時，隨著位錯密度的增加，由于位錯之間以及位錯與其他缺陷之間存在著相互的牽制作用，使位錯的運動受阻，結果金屬的強度和硬度又逐漸增加。金屬材料的冷加工硬化現象就是在加工過程中，金屬內部位錯密度的增大而引起的金屬材料硬化。

2.孿生

晶體中第二個重要的塑性變形是孿生，即在切應力作用下晶體的一部分原子相對于另一部分原子沿一定晶面（孿生面）和晶向（孿生方向）發生切變的變形過程。發生切變、位向改變的這一部分稱為孿晶。孿晶與未變形部分晶體原子分布形成所謂的鏡面對稱。孿生所需的臨界切應力比滑移的大得多。孿生只在滑移很難進行的情況下才發生。一些具有密排六方結構的金屬，如鋅、鎂、鈹等的塑性變形常常以孿生的方式進行；而鉍、銻等金屬的塑性變形幾乎完全以孿生的方式進行，體心立方及面心立方結構金屬，當形變在溫度很低、速度極快等條件下難以滑移時，也會通過孿生的方式進行塑性變形。

通常認為，孿生是一個發生在金屬晶體內局部區域的均勻切變過程，切變區的寬度較小，在金相顯微鏡下一般呈帶狀（有時呈透鏡狀），稱為孿晶帶。且切變區的晶體取向，與未變形區的晶體取向互成鏡面對稱關系。

現以面心立方結構金屬為例，分析孿生過程的形成機制。圖3－6為FCC晶格中孿生過程示意圖。孿生與滑移一樣，圖中晶體學對稱面稱為孿生面。孿生與滑移一樣，也是發生在一定的方向上，這個方向稱為孿生方向。在滑移中，滑移部分的所有原子所移動的距離是相同的；而在孿生過程中，變形部分的原子移動距離是不相同的，其大小與變形原子距孿生面的距離成比例。

圖3－6

FCC晶格中孿生過程示意圖

圖3－7示意地說明了滑移與孿生發生后金屬表面的形貌差別，滑移之后將產生一些前面所提到的臺階，而孿生則留下的是細小的變形區。在金屬晶體中，由于外加載荷的方向不易開動滑移系，即當滑移不易進行時，晶體則以孿生的形式產生形變，因此孿生的萌生一般需要較大的應力，但隨后的長大所需應力較小，其拉伸曲線一般呈鋸齒狀。

圖3－7滑移與孿生發生后金屬表面的形貌差別示意圖

(a)滑移；(b)孿生

由于實際測得的數據比較分散，不像滑移的臨界分切應力那么明確，有人懷疑孿生的發生是否存在臨界切應力。另外，形變孿晶常見于室溫條件下HCP金屬的變形過程中，因為它們的滑移系相對較少。在BCC金屬中（如Fe、Mo、W、Ta），一般在很低溫下形變時才會以孿生的形式進行形變；在室溫條件下，只有在很高的應變速率情況下BCC金屬中才會出現孿生現象。由于有較多的滑移系，FCC金屬中發生孿生的趨勢是很小的，當然如果形變速率很高，而且溫度也很低，此時在FCC金屬中也可能發生孿生形變。例如FCC的銅晶體在溫度為4K條件下，同時應變速率很高時，也會出現孿生現象。盡管有孿生的幫助，HCP金屬如Zn的變形能力總是比FCC晶體及BCC金屬差。

通常孿生在整個晶體中只占有較小的比例，即孿生在整個晶體中只產生小的形變。盡管如此，孿生在晶體的變形中仍起著重要的作用，因為孿生發生后，改變了晶體的取向，這樣一來為新的滑移系的開動提供了晶體取向的條件，使得滑移能夠發生。

面心和體心立方金屬，尤其是密排六方金屬通過單純的孿生過程所能得到的變形量是極有限的。例如鋅單晶，即使完全變為孿晶，伸長量也不過7.2%。但是通過孿生可以改變

晶體的取向，使晶體的滑移系由原來難于滑動的取向轉到易于滑動的取向，從而使滑移過程得以繼續進行。因此孿生變形雖然對金屬變形能力的直接貢獻很小，但間接的貢獻卻很大。

3.1.2多晶體金屬的塑性變形

工程上使用的金屬材料大多數是由多晶體組成的。實驗證明，雖然多晶體塑性變形主要也是以滑移和孿生的方式進行的，但多晶體是由許多形狀、大小、位向都不同的晶粒所組成的，晶粒之間以晶界相連，晶界處原子排列又不規則。因此，多晶體塑性變形除了要考慮到單晶體塑性變形的因素外，還要考慮到晶粒彼此之間在變形過程中的約束作用以及晶界對塑性變形的影響，從而使多晶體的變形變得更為復雜，并具有一些新的特點。

1.多晶體塑性變形的特點

1）多晶體金屬的變形過程

多晶體在受到外力作用時，由于位向不同的各個晶粒所受的力不一樣，而作用在各晶粒的滑移系上的分切應力更是相差很大，因此，各晶粒并非同時開始變形，而是優先在處于軟位向的A晶粒產生滑移變形，而且由于不同位向晶粒的滑移系取向不同，滑移方向也不同，故滑移不可能從一個晶粒直接延續到另一個晶粒中，這樣就會使位錯在晶界附近聚集塞積起來（圖3－8），產生了很大的應力集中，只有進一步增大外力，變形才能繼續進行。

圖3－8多晶體的滑移示意圖隨著變形度加大，晶界處聚集的位錯數目不斷增多，應力集中也逐漸增加。當應力集中達到一定程度時，會使附近的晶粒B和C中某些滑移系中的位錯源也開動起來而發生相應的滑移。由于B和C晶粒的滑移會使位錯塞積群前端的應力松弛，因此A中的位錯又重新開動，并進而使位錯移出這個晶體。變形就是從一個晶粒傳遞到另一個晶粒，從一批晶粒擴展到另一批晶粒，如此逐一傳遞下去，最終變形波及整個晶體。

由上述可知，多晶體的塑性變形是在各晶粒之間互相影響、互相制約的條件下，從少量晶粒開始，分批進行，逐步擴大到其他晶粒，以及從不均勻的變形逐步發展到均勻的變形。通過多晶體變形過程的分析可以看出，由于晶界的阻礙和鄰近不同位向晶粒的相互制約和協調作用，多晶體的塑性變形抗力通常比單晶體的要高，這對具有密排六方結構的鋅尤為顯著。圖3－9分別是鋅和鋁多晶體與單晶體的應力－應變曲線。

圖3－9單晶體與多晶體的應力－應變曲線(a)鋅；(b)鋁

2）多晶體金屬變形的不均勻性

在多晶體中由于晶界的存在和各個晶粒位向的不同，不僅各個晶粒之間的變形不均勻，而且在每一個晶粒內部（晶界和中心）的變化也是不均勻的，其結果是產生了晶體內部的微觀內應力。

3）多晶體金屬變形時晶粒的轉動

多晶體變形中，各個晶粒在滑移的同時，其滑移方向都有著轉向與力軸平行（或垂直）的趨勢，當變形量很大（70%～80%）時，各晶粒的取向幾乎趨于一致。這種由于變形而形成晶粒擇優取向排列的組織，稱為變形織構。

2.影響多晶體金屬塑性變形的因素

1）晶粒位向

由于多晶體中各晶粒的位向不同，滑移系與外力的取向也各不相同，在外力的作用下，不同位向的晶粒和同一晶粒內不同的滑移系獲得的應力狀態和應力大小也各不相同。因此，不同的晶粒或是同一晶粒內的不同部位變形的先后順序和變形量是不相同的。由于相鄰晶粒之間存在位向差，當一個晶粒發生變形時，周圍的晶粒如不發生塑性變形，則必須產生彈性變形來與之協調。這樣，周圍晶粒

的彈性變形就成為該晶粒繼續塑性變形的阻力。所以，由于晶粒間相互約束，多晶體金屬抗塑性變形的能力就大大提高。而且晶粒越細，相同體積內晶粒越多，晶粒位向對金屬塑性變形的影響就越顯著。

2）晶界

多晶體是通過晶界將各個晶粒結合成的一個整體。晶界原子排列比較紊亂，又是雜質聚集的地方，必然會阻礙位錯的運動，使滑移變形難以進行。如果將圖3－10所示的兩個晶粒的試樣進行拉伸變形時，發現變形后的試樣在晶界處呈竹節狀，這說明晶界附近變形抗力較大。因而多晶體的塑性變形抗力比同種金屬的單晶體大得多。

圖3－10雙晶粒拉伸變形示意圖(a)變形前；（b)變形后

3）晶粒大小

試驗表明，晶粒越小，即試樣單位截面上晶粒數目越多，則對塑性變形的抗力越大，屈服強度越高，而且塑性、韌性也好，稱為細晶強化。這是一種十分重要的強韌化手段。

晶粒平均直徑d與屈服強度（σs）的關系可表示為

式中，σ0和K皆為常數，前者表示晶內對變形的抗力，約相當于單晶體τk的2～3倍；后者表示晶界對變形影響的程度，隨晶界結構而定。此公式適用于大多數金屬材料，見圖3－11。

圖3－11低碳鋼的晶粒大小與屈服強度的關系

顯然，σs和d1/2成反比例關系，晶粒越小，其屈服強度越高。這是由于多晶體屈服強度的高低與滑移由一個晶粒傳遞到另一個晶粒的難易程度有關，難者則σs高，易者則σs低。如前所述，這種傳遞能否進行，主要取決于一個晶粒邊界附近的位錯塞積群所產生的應力能否激發相鄰晶粒中的位錯源。分析表明，位錯塞積群的應力τ′=nτ（n為塞積的位錯數目，τ為外加應力沿滑移方向的切應力）。晶粒越大，n越大，應力集中也越大，越易激發相鄰晶粒中的位錯。因此，在同樣外加應力作用下，大晶粒的變形容易由一個晶粒傳遞到相鄰晶粒中，而小晶粒則相反，故晶粒越細，屈服強度越高。

另外，細晶粒金屬不僅強度高，而且塑性、韌性也好。因為晶粒越細，在一定體積內的晶粒數目越多，則在同樣變形量的情況下，變形分散在更多的晶粒內進行，變形的不均勻性便越小，相對來說引起應力集中也應越小，開裂的機會也就相應地減少了。此外，晶粒越細，晶界的曲折越多，更不利于裂紋的擴展，從而使其在斷裂前可以承受較大的塑性變形，即表現出較高的塑性。由于細晶粒金屬中裂紋不易產生也不易擴展，因而在斷裂過程中吸收了更多的能量，即表現出較高的韌性。因此，在生產中通常總是設法使金屬獲得細晶粒組織。

3.晶界對金屬強度的影響

幾乎所有的工程材料都是多晶的，而單晶體金屬和合金僅僅只是作為研究用材，在工程中的應用非常少見（但為避免晶界裂紋的產生可用單晶制作汽輪機葉片）。這是因為在使用溫度不高的情況下，晶界可以作為阻擋位錯運動的一種障礙，使材料強化，因此在工程應用中都希望材料具有細小的晶粒尺寸。圖3－12為單晶銅與多晶銅在室溫條件下的拉伸應力－應變曲線的比較，從圖中可以看出，多晶的強度明顯高于單晶的強度。

圖3－12單晶銅與多晶銅在室溫條件下拉伸應力－應變曲線的比較

4.塑性變形對金屬強度的影響

當金屬發生塑性變形以后，金屬中的位錯密度將大大增加，而且隨塑性變形程度的增加，位錯密度也不斷增加。由于位錯之間將發生相互作用，因此，隨著位錯密度的增加，在金屬中就形成了大量的位錯，并相互纏結在一起，這些位錯形成像森林一樣的“位錯林”，它們之間相互作用（阻礙），使得位錯運動很難進行。因此，位錯要繼續運動，即發生塑性變形，必須有更大的外加應力，也就使金屬得到了強化。圖3－13所示為純銅在室溫經過不同冷加工（變形）后，冷加工量的大小對金屬性能的影響曲線的關系。可見當冷加工變形為30％時，其拉伸強度由原來的200MPa增加到320MPa。經過塑性變形后，金屬的延伸率下降，即塑性下降。

圖3－13冷加工量的大小對金屬性能的影響曲線

3.1.3合金的塑性變形

實際使用的合金材料按金相組織基本上可分為單相固溶體和多相混合物兩類，其塑性變形各有特點。

1.固溶體的塑性變形特點

當合金由單相固溶體組成時，其變形過程與純金屬多晶體相似。但是隨著溶質原子的加入，合金的塑性變形抗力大大提高，表現為強度、硬度的不斷增加，塑性、韌性的不斷下降，即產生了“固溶強化”作用，如圖3－14所示。

圖3－14

Cu－Ni固溶體的機械性能與成分的關系

在固溶強化過程中有以下兩個因素影響強化效果：

(1)相對原子尺寸。溶劑與溶質原子的尺寸大小差別對強化效果有很大的影響，因為它們的原子尺寸差別越大，在晶體中引起的晶格畸變越大，位錯運動所受的阻力就越大，強化效果也就越明顯。

(2)短程序結構。溶質在溶劑中是隨機分布的，但是，它們總是存在一定的短程序結構或原子團。這樣一來，當位錯運動至該區域時將受到原子鍵的作用而使其運動受到阻礙。

不同溶質原子所引起的強化效應是不同的，如圖3－15所示,其規律如下：

（1）溶質原子的濃度越高，強化作用也越大，但不保持正比，低濃度時的強化效應更為顯著。

（2）溶質原子與基體金屬（溶質）的原子尺寸相差越大，強化作用也越大。

（3）形成間隙固溶體的合金元素一般要比形成置換固溶體的合金元素的強化效果顯著。

（4）溶質原子與基體金屬的價電子數相差越大，則固溶強化作用越強，圖3－16表示電子濃度對點陣常數為恒值的各種固溶體的屈服應力σs的影響，可見，其屈服應力σs隨合金中電子濃度的增加而增大。

圖3－15溶質對Cu單晶臨界分切應力的影響

圖3－16電子濃度對Cu固溶體的屈服應力的影響

圖3－17溶質原子聚集在位錯附近的示意圖

固溶強化的主要原因是，溶質原子與位錯的彈性交互作用阻礙了位錯的運動。由于溶質原子的溶入造成了點陣畸變，其應力場將與位錯的應力場發生彈性交互作用。置換固溶體中比溶劑原子大的溶質原子往往擴散到韌性位錯線下方受拉應力的部位，而比溶質原子小的溶質原子，則擴散到位錯線上方受壓應力的部位（圖3－17）。也就是說，溶質原子與位錯彈性交互作用的結果，使溶質原子趨于聚集在位錯的周圍，就好像形成了一個溶質原子“氣團”，稱之為柯氏氣團。柯氏氣團的形成，減少了點陣畸變，降低了體系的畸變能，使其處于更穩定的狀態。顯然，柯氏氣團對位錯有“釘扎”作用，為使位錯掙脫“氣團”運動就必須施加更大的外力，因此固溶體合金的塑性變形抗力(強度)要比純金屬大。

2.多相合金的塑性變形特點

當合金由多相混合物組成時，其塑性變形不僅取決于基體相的性質，還取決于二相的性質、形狀、大小、數量和分布等狀況。后者在塑性變形中往往起著決定性的作用。

若合金內兩相的含量相差不大，且兩相的變形性能（塑性、加工硬化率）相近，則合金的變形性能為兩相的平均值。若合金中兩相變形性能相差很大，例如其中一相硬而脆，難以變形，另一基體相的塑性較好，則變形先在塑性較好的相內進行，而第二相在室溫下無顯著變形，它主要是對基體的變形起阻礙作用。第二相阻礙變形的作用，根據其形狀和分布不同而有很大差別。

(1）如果硬而脆的第二相呈連續的網狀分布在塑性相的晶界上，因塑性相的晶粒被脆性相所包圍分割，使其變形能力無從發揮，晶界區域的應力集中也難于松弛，從而合金的塑性將大大下降，于是經很少變形后，在脆性相網絡處易產生斷裂，而且脆性相數量愈多，網越連續，合金的塑性就越差，甚至強度也隨之下降。例如，過共析鋼中網狀二次Fe3C及高速鋼中的骨骼狀一次碳化物皆使鋼的脆性增加，強度、塑性降低。生產上通過熱加工和熱處理相互配合來破壞或消除其網狀分布。

(2）如果脆性的第二相呈片狀或層狀分布在晶體內，如鐵碳合金中的珠光體組織，這種分布不致使鋼脆化，并且由于鐵素體的變形受到阻礙，位錯的移動被限制在碳化物片層之間的很短距離之內，從而增加了繼續變形的阻力，提高了合金的強度。珠光體越細，片層間距越小，其強度也越高。

(3）如果脆性的第二相呈顆粒狀均勻分布在晶體內，如共析鋼及過共析鋼經球化退火后獲得的球狀珠光體。由于Fe3C呈球狀，對鐵素體的變形阻礙作用大大減弱，故強度降低，塑性、韌性均獲得顯著提高。

3.1.4冷塑性變形對金屬組織和性能的影響

1．冷塑性變形對金屬組織結構的影響

1）顯微組織的變化

金屬在外力作用下發生塑性變形時，隨著變形量的增加，各晶粒中除了出現大量的滑移帶、孿晶帶（若發生了孿生變形）等之外，其內部晶粒的形狀也發生了變化，即各個晶粒將沿著變形的方向被拉長或壓扁，如圖3－18所示。隨變形方式和變形量的不同，晶粒形狀的變化也不一樣。變形量越大，晶粒變形越顯著。例如軋制時，各晶粒沿著變形的方向逐漸伸長，變形量越大，晶粒伸長的程度也越顯著，當變形量很大時，各晶粒已不能分辨開，而將沿著變形方向被拉長成纖維狀，甚至金屬中的夾雜物也沿著變形的方向被拉長。這種組織被稱為“纖維組織”（圖3－18（c））。形成纖維組織后，金屬的性能會出現明顯的各向異性，如其縱向(沿纖維的方向)的強度和塑性遠大于其橫向(垂直纖維的方向)的強度和塑性。圖3－18低碳鋼冷變形后的顯微組織

(a)熱軋態；(b)變形52%；(c)變形72%圖3－19金屬變形后的亞結構示意圖

金屬在塑性變形時除了產生滑移之外，晶粒內部還破碎成許多取向差小于1°的小晶塊，這種小晶塊稱為亞晶粒，這種結構被稱為亞結構(圖3－19)。亞晶粒的邊界堆積有高密度的位錯，是晶格畸變區；而亞晶粒內部位錯密度很低，其晶格則相對比較完整。塑性變形程度愈大，形成的亞晶粒愈多，亞晶界也就愈多，位錯密度也隨之增大。研究表明，亞晶界的存在使晶體的變形抗力增加，這是引起加工硬化的重要因素之一。

3）形變織構

如前所述，在多晶體構成的金屬材料中，晶粒的排列是無規則的，當金屬按一定的方向變形量很大(變形量大于70%以上)時，由于各晶粒的轉動，多晶體中原來任意位向的各晶粒的取向會大致趨于一致，這種有序化結構叫做“形變織構”，又稱為“擇優取向”，如圖3－20所示。

圖3－20形變織構示意圖

(a)絲織構；(b)板織構

隨變形方式或變形程度的不同，織構的性質和強弱程度也不相同。金屬材料的加工方式不同，可以形成不同類型的織構：拉拔時形成的織構稱為絲織構(圖3－20(a))，其特征是各個晶粒的某一晶向平行于拉拔方向；軋制時形成的織構稱為板織構(圖3－20(b))，其特征是不僅某一晶面平行于軋制平面，而且某一晶向也平行于軋制方向。表3－3列出了常見的幾種類型的變形織構。絲織構中〈uvw〉表示與拉拔或擠壓方向平行的晶向，板織構中〈uvw〉、{hkl}分別表示與軋制平面和軋制方向平行的晶面和晶向。

表3－3幾種金屬及合金的變形織構

由于形變織構使金屬具有明顯的各向異性，它的存在對金屬材料的加工成形和使用性能都有很大影響，即使利用退火方法也難以消除，所以織構的形式在多數情況下是不利的。例如用有織構的板材去沖制杯形零件時，由于板材各個方向變形能力的不同，深沖后零件的邊緣不齊，會產生“制耳”現象(圖3－21)。但是，在某些情況下織構也是有用的。如變壓器鐵芯用的硅鋼晶向最易磁化，沿〈100〉晶向最易磁化。如果采用這種織構((100)［001］)的硅鋼片制作變壓器和電機，則可提高鐵芯的導磁率，降低其磁滯損失，提高設備的效率。

圖3－21因形變織構造成的“制耳”現象

(a)無織構；(b)有織構

4）變形引起的內應力

金屬和合金塑性變形過程中，外力所做的功除了大部分轉化為熱量之外，大約有10%的能量轉化為內應力而殘留在金屬中，使其內能增加。這些殘留于金屬內部且平衡于金屬內部的應力稱為殘余內應力。它是由于金屬在外力作用下各部分發生不均勻的塑性變形而產生的。內應力一般可分為三種類型：

（1）宏觀內應力（第一類內應力）。宏觀內應力是由于金屬材料塑性變形時，工件各部分的變形不均勻，使整個工件或在較大的宏觀范圍內(如表層與心部)產生的殘余應力。一般冷塑性變形后產生的宏觀內應力數值不大，只占整個工件內應力的一小部分。即使變形量很大，也只有1%左右。例如，金屬拉絲加工后，因外緣部分的變形比心部的小，結果使外緣受張應力，心部受壓應力（圖3－22）；彎曲一金屬棒后，則其上部受壓應力，下部受拉應力（圖3－23）。一般不希望金屬內部存在宏觀內應力，但可利用零件表面殘留的壓應力來提高其疲勞壽命。

圖3－22金屬拉絲后的殘留應力

圖3－23金屬棒彎曲變形后的殘留應力

（2）微觀內應力(第二類內應力)。微觀內應力是由于金屬材料在塑性變形時，各晶粒或亞晶粒內或之間的變形不均勻而產生的。雖然這種內應力所占比例不大（約占全部內應力的1%～2%），但有時也可達很大數值。當工件內存在微觀內應力而同時又承受外力作用時，在某些部位的應力可能極大，以致會使工件在不大的外力作用下產生微裂紋，甚至導致工件的斷裂。

（3）點陣畸變(第三類內應力)。金屬和合金經塑性變形后，位錯、空位等晶體缺陷大大增加，使一部分原子偏離其平衡位置而造成點陣畸變，這種因點陣畸變而產生的殘余應力叫點陣畸變應力。在變形金屬的總儲存能中，上述宏、微觀殘余應力的彈性應變能只占其中的5%～10%，絕大部分是點陣畸變能，是存在于變形金屬中主要的殘余內應力。它使金屬的硬度、強度升高，同時使塑性和抗腐蝕能力下降。

內應力的大小與形變條件有關。變形量大、變形不均勻、變形時溫度低、變形速率大等都能使內應力增加。

內應力對金屬材料的性能會產生不良影響，第一類內應力所占比例雖然不大，但當其放置一段時間后會因其松弛或應力重新分布而引起金屬自動變形，嚴重時會引起工件開裂；第二類內應力使金屬產生晶間腐蝕，所以塑性變形后的金屬應進行消除應力退火處理，以消除或降低這部分內應力；第三類內應力則是產生加工硬化的主要原因。

有時內應力也是有益的，如齒輪進行表面淬火和噴丸處理，在其表面產生一層極薄的塑性變形層。在變形層中產生的殘余壓應力可以大大提高材料的疲勞極限，抵消工作時齒面受到的應力，從而提高齒輪的使用壽命。

內應力對熱處理質量也有很大的影響。鋼經塑性變形所產生的各種內應力是導致淬火工件產生變形甚至開裂的重要原因之一。實踐表明，經過粗機械加工、冷壓力加工的工件以及鍛造后的毛坯，其內部都殘存著因塑性變形而產生的內應力。為了減少淬火變形量并防止產生淬火裂紋，在淬火之前，必須進行消除內應力處理(如退火處理)。

2．冷塑性變形對金屬性能的影響

由于塑性變形改變了金屬內部的組織結構，因此必然導致其性能的變化。

1）加工硬化

加工硬化也稱形變強化或冷作硬化。隨著塑性變形程度的增加，金屬材料的強度和硬度顯著升高，塑性和韌性很快下降，即產生了加工硬化現象(圖3－24)。如wC為0.3%的碳鋼，當變形伸長率為20%時，抗拉強度由原來的500MPa增大到約700MPa，而當伸長率為60%時，抗拉強度可增大到900MPa以上(圖3－25)。

圖3－24冷軋對銅材拉伸性能的影響圖3－25

wC=0.3%碳鋼冷軋后力學性能的變化金屬的加工硬化現象在許多情況下是有利的，它是工業生產中用以提高金屬強度、硬度和耐磨性的重要手段之一，尤其是對一些不能用熱處理強化的材料顯得更為重要，例如某些不銹鋼，經過冷軋可使其強度提高將近一倍。

金屬件的冷沖壓成形即利用材料加工硬化特性，使塑性變形能夠均勻地分布在整個工件中，不致集中在某些局部區域，以致最終產生破裂。

加工硬化還能使金屬各部分相繼發生塑性變形，使變形更加均勻。例如，冷拉鋼絲穿過模孔的部分，由于發生了加工硬化，便不再繼續變形而使變形轉移到尚未拉過模孔的部分，這樣鋼絲才可以繼續通過模孔而成形。

加工硬化還可以提高構件在使用過程中的安全性。金屬構件在使用過程中，局部可能會出現應力集中或過載現象，這會導致少量的塑性變形，同時發生硬化現象，結果過載部位的變形會自行停止，應力集中可以自行減弱，與其承受的應力達到新的平衡，從而在一定程度上提高了構件的安全性。

加工硬化也有不利的一面，如使材料在冷軋時的動力消耗增大，也給金屬繼續變形造成困難。因此，在金屬的冷變形和加工過程中，必須進行中間熱處理來消除加工硬化現象。

產生加工硬化的原因與位錯的運動和交互作用密切相關。隨著塑性變形的進行，位錯密度不斷增加，位錯間的交互作用增強，產生了塞積群、纏結網和胞狀亞結構等，使位錯滑移發生困難，因此大大增加了不能移動位錯的數量，金屬塑性變形的抗力增大，從而顯著提高了金屬繼續變形的流變應力。

金屬的流變應力σd與位錯密度ρ的關系為：

（3－3）

式中,a為常數，取值在0.1～1.0之間；G為切變模量；b為柏氏矢量的模值。

2）其他物理、化學性能的變化

變形后的金屬，除了力學性能外，一些結構敏感的性能都發生了較明顯的變化，例如，磁導率、電導率和電阻溫度系數等下降；電阻率等增加。另一些結構不敏感的性能也有一定的變化，例如，密度、導熱系數等有一定的下降。由于塑性變形增加了金屬的結構缺陷，導致自由能升高，故加速了金屬中的擴散過程，增加了金屬的化學活性，加快了腐蝕速度，使其耐蝕性降低。

3.2金屬及合金的回復與再結晶

3.2.1形變金屬或合金加熱過程中的一般變化

將金屬材料加熱到某一規定溫度，并保溫一定時間，而后緩慢冷卻至室溫的一種熱處理操作過程稱為退火，其目的是提高金屬材料組織和結構的穩定性，從而達到所要求的各種性能指標。形變金屬和合金的退火主要由回復、再結晶以及晶粒長大三個過程組成，這三個過程在實際退火過程中往往是重疊進行的。

1.顯微組織的基本變化

將形變金屬加熱到其熔點溫度一半附近并保溫，利用高溫顯微鏡觀察組織隨時間的變化，可以看出其變化基本上可分為如圖3－26所示的三個階段。在0→t1階段，顯微組織幾乎看不出任何變化，晶粒仍保持伸長狀或扁片狀，稱為回復階段；在t1→t2階段，形變晶粒內部發生了新晶粒的形核和長大，這一過程一直持續到t2，形變組織完全為新的等軸晶粒所取代，稱為再結晶階段；在t2→t3階段，新晶粒逐步合并長大，直到t3時達到一個較為穩定的尺寸，稱為晶粒長大階段。

若將保溫時間固定，而使退火溫度由低溫逐步提高時，也大致可以得到相似的三個溫度階段，這時只要將圖3－26中的時間坐標t換成相應的溫度坐標T，仍然可以成立。即溫度由0→T1為回復階段，由T1→T2為再結晶階段，由T2→T3為晶粒長大階段。

圖3－26回復、再結晶及晶粒長大過程示意圖

2.性能變化

退火過程性能的變化可用圖3－27來描述。圖3－27回復及再結晶過程中性能的變化

1）硬度變化

從圖3－27中的硬度變化曲線可以看出，在回復階段硬度變化很小，約占總變化的1/5；在再結晶階段則變化很大，約占4/5。硬度一般是和強度呈正比例的一個性能指標，所以回復過程中強度的變化也應與硬度的變化相似。

2）電阻的變化

與硬度變化不同，電阻在回復階段已經有了較明顯的變化，再結晶過程中電阻的變化更顯著。

3）密度的變化

從圖3－27中的曲線可以看出，密度的變化與電阻的變化趨勢相似，但變化方向相反。

4）亞晶尺寸的變化

從圖3－27可以看出，在回復的前一階段，亞晶尺寸變化甚微；到后一階段，尤其在接近再結晶時，亞晶尺寸顯著增大。

總之，由宏觀性能的變化可以看出，在再結晶過程中，各種變化都是比較顯著的。但是回復過程的變化隨性能的不同而有明顯的差別，其中力學性能如硬度和強度等變化很小，而一些物理性能如電阻和密度等的變化卻相當大。此外，在回復過程中，不同溫度階段，能量的釋放也不一樣，它表明不同階段回復的具體內容有一定的差異。所以，分析這些宏觀現象都有利于深入了解回復和再結晶的實質。

3.2.2回復

經冷塑性變形的金屬加熱溫度不太高時，內部原子活動能力尚不大，只能作短距離擴散，這一過程稱為回復。在回復這一階段，金屬的某些力學性能、物理性能和亞結構發生變化，但沒有新的晶粒出現。

冷變形金屬在加熱回復的開始階段（加熱溫度較低）首先發生點缺陷的運動及其相互結合而消失，即通過空位和間隙原子之間、異號刃型位錯之間重新結合而消失，空位和間隙原子也可能擴散到位錯、晶界或表面等處而消失，結果造成晶格缺陷密度顯著下降。電阻是衡量晶體點陣對電子在電場作用下定向流動的抗力。由于彌散分布的各種點缺陷對電阻的作用要比位錯的作用大，所以回復過程中隨著缺陷密度的下降，電阻明顯下降。

圖3－28刃型位錯的攀移和滑移示意圖

隨著加熱溫度的升高，不僅原子具有很大的活動能力，而且位錯也開始發生運動，使原來在變形晶粒中分散雜亂的位錯逐漸集中，相互結合并按照某種規律排列。例如，變形后滑移面上無規則排列的刃型位錯可以沿滑移面滑移，也可沿垂直于滑移面的方向攀移，結果位錯在滑移面上的間距增大，在垂直方向的距離變小，使原來在滑移面上無規則雜亂分布的位錯排列成由同號刃型位錯沿垂直滑移面分布的位錯墻，構成小角亞晶界，如圖3－28所示。這樣，在變形晶粒中形成許多較完整的小晶塊，稱為回復亞晶，這個過程也稱為“多邊形化”(圖3－29)。“多邊形化”使晶體被位錯墻分割成許多新的亞晶粒。位錯呈有序分布后，位錯間的作用力減少，晶格畸變程度減輕，因而使晶體過渡為較穩定的狀態。顯然，多邊化的過程實質是位錯從高能態的混亂排列向低能態的規則排列變化的過程。

圖3－29多邊形化前、后刃型位錯的排列情況

(a)多邊形化前；(b)多邊形化后

由于回復過程溫度比較低，金屬的晶粒大小和形狀不會發生明顯變化，所以金屬加工硬化后的強度、硬度和塑性等力學性能基本不變，但殘余內應力和電阻顯著下降，應力腐蝕現象也基本消除。生產上應用的去應力退火就是利用回復過程，在基本上保留加工硬化效果的前提下，降低內應力，避免變形開裂并改善抗蝕性。例如，為了消除冷沖壓黃銅工件在室溫放置一段時間后會自動發生晶間開裂（稱為季裂）的現象，對其在加工后于250～300℃之間進行去應力退火。又如其他一些鑄件、焊接件等的去應力退火，也是通過回復的作用來實現的。

3.2.3再結晶

1.再結晶過程

當冷變形金屬加熱溫度高于回復階段溫度后，原子的擴散能力進一步增強，塑性變形時被破碎、拉長的晶粒全部被轉變成均勻而細小的等軸晶粒。這個過程稱為“再結晶”。待變形金屬的晶粒全部變成細等軸晶粒后，再結晶過程即告結束。

冷變形金屬在再結晶過程中新晶粒的形成是通過形核和長大方式進行的，其示意圖如圖3－30所示。陰影部分代表形變基體，白色部分代表新晶粒。隨著時間的推移，新晶粒的數量和尺寸逐漸增多和變大，直到形變基體完全消失，再結晶即告完成。可見，再結晶不是一個簡單地恢復到形變前組織的過程。這就啟示人們如何掌握和利用這個過程，以便使組織向著更有利的方向變化，從而達到改善性能的目的。

圖3－30再結晶過程示意圖

(a)形變前；(b)形變中；(f)形變完全

2.再結晶溫度及其影響因素

1）再結晶溫度

由于再結晶前后各晶粒的點陣結構類型、成分都不變，所以再結晶不是相變，而只是在一定條件自某一溫度開始，通過形核和長大的方式連續進行的一種組織變化。因此，再結晶溫度不像結晶或其他相變那樣，有一個恒定的轉變溫度。而是隨條件的不同，可以在一個較寬的溫度范圍內變化。

變形金屬開始產生再結晶現象的最低溫度稱為再結晶溫度。為了便于比較和使用方便，通常生產上使用的再結晶溫度是指經過大的冷塑性變形（變形度大于70%）的金屬，在1h的保溫時間內能夠完成再結晶（或已再結晶的體積分數大于95%）的最低溫度，稱為再結晶溫度，它可以用金相法、硬度法、X－射線結構分析等方法來測定。

2）影響再結晶的主要因素

再結晶是一個形核和長大的過程。因此，凡是影響形核和長大速度的因素都會影響再結晶溫度T再。顯然，增大形核率N和長大速度G，必然降低T再，反之則使T再升高。

（1）溫度。圖3－31為經98%冷軋的純銅在不同溫度下的等溫再結晶動力學曲線。由圖可知，等溫下的再結晶速度開始時很小，隨再結晶百分數的增加而增大，并在50%處達到最大，然后又逐漸減小，呈現出了慢—快—慢的變化規律，具有典型的形核-長大過程的動力學特征。此外，還可以看出，加熱溫度越高，再結晶速度越快，產生一定體積分數的再結晶所需要的時間也就越短。圖3－31經98%冷軋的純銅(99.999%Cu)在不同溫度下的等溫再結晶曲線

圖3－32鐵和鋁的開始再結晶溫度與冷變形程度的關系

(2）預先的變形度。金屬的冷變形程度越大，其畸變能越高，再結晶的驅動力也越大，形核率N和長大速度G越大，故再結晶溫度就越低。圖3－32是實際測量的Fe和Al的開始再結晶溫度與變形度的關系曲線。可以看出，變形度越大，再結晶溫度越低；但當變形度增加到一定程度后，再結晶溫度基本趨近于某一穩定值，即所謂最低再結晶溫度；另一方面，當變形度小到一定程度時，再結晶溫度趨于熔點，即不會發生再結晶。將能夠發生再結晶的最小變形度，稱為臨界變形度。在臨界變形度下，再結晶溫度值最高。大量的實驗結果統計表明，工業純金屬經過強烈冷變形后的最低再結晶溫度T再與其熔點T溶之間存在如下關系：

（3－4）

式中,T再和T溶均以熱力學溫度表示。

（3）原始晶粒尺寸。在其他條件相同的情況下，金屬的晶粒越細小，變形的抗力越大，冷變形后儲存的能量越高，再結晶的驅動力越大，形核率N和長大速度G就越大，則再結晶溫度也就越低。

（4）金屬的純度。表3－4列出了一些微量溶質原子對冷變形銅的再結晶溫度的影響。可以看出，金屬中含有微量溶質原子（或微量雜質）能顯著提高再結晶溫度，而且不同的溶質原子提高再結晶溫度的程度各不相同。這是由于溶質原子與位錯及晶界間發生相互作用，使溶質原子傾向于偏聚在位錯及晶界處，一方面阻礙原子的擴散，另一方面阻礙位錯的移、滑移和晶界的遷移，降低了形核率N和長大速度G，從而阻礙金屬的再結晶。至于不同溶質原子對再結晶溫度的不同影響，乃是由于它們與位錯及晶界間具有不同的交互作用能，同時，也是不同溶質原子在金屬中具有不同的擴散系數所致。

表3－4微量溶質元素對光譜純銅

（5）加熱速度和加熱保溫時間。因為再結晶過程需要一定的時間才能完成，所以提高加熱速度會使再結晶溫度提高。若加熱保溫時間越長，原子的擴散移動越能充分進行，再結晶溫度也就越低。在工業生產中，為了縮短再結晶退火周期，一般將再結晶溫度定得比理論再結晶溫度高出100～200℃。

3.2.4再結晶后的晶粒長大

1.晶粒的正常長大

1）晶粒正常長大過程

再結晶剛結束時，雖然新的無畸變晶粒已完全相互靠在一起，變形引起的儲存能基本上已完全釋放，但是由于此時晶粒比較細，晶界面積比較大，系統界面能比較高，所以晶粒仍然可以繼續長大。圖3－33為晶粒長大示意圖。晶粒長大實質上是大晶粒“吞并”小晶粒而使晶粒逐漸長大，是通過大角晶界移動、相互合并的方式進行的。即通過大晶粒的邊界向小晶粒遷移，把小晶粒中的晶格位向逐步改變成與這個大晶粒晶格相同的位向，形成大晶粒“吞并”小晶粒現象。結果使冷變形金屬內一些晶粒逐漸長大粗化，一些晶粒逐漸減小消失。再結晶后的晶粒長大的驅動力是該過程通過減少晶界的面積使系統總的晶界表面能降低，因而晶粒長大是一個自發進行的過程。圖3－33晶粒長大示意圖

2）影響晶粒長大的主要因素

既然晶粒長大是通過大角晶界的遷移來進行的，因此凡是影響晶界移動的因素都會影響晶粒長大。主要因素有：

（1）溫度。溫度越高,晶粒長大的速度就越快。在其他條件相同的情況下，溫度越高，晶界移動速度（與界面擴散系數有關）越快。

（2）雜質或溶質原子。微量元素的少量加入，會造成晶界移動速度大幅度降低。如研究微量元素Sn對Pb的晶界移動速度的影響可知，當Sn含量由1×10-6以下增加到60×10-6時，晶界移動速度下降了約4個數量級，即雜質增加約60倍，而晶界移動速度則降低10000倍。

（3）第二相質點。

實驗表明，當晶界移動遇到第二相質點時，質點往往對晶界起著釘扎作用，從而增加了晶界移動的阻力，降低了晶粒長大速度。

利用第二相質點來阻礙高溫下金屬晶粒長大的方法已廣泛應用于許多金屬材料中。例如，在鋼中加入少量的Al、Ti、V或Nb等元素，以形成適當體積分數和尺寸的AlN、TiN、VC、NbC等第二相質點，就能有效地阻礙高溫下鋼的晶粒長大，使鋼在焊接或熱處理后仍具有較細小的晶粒，以保證良好的機械性能。

（4）晶粒間的位向差。

實驗表明，當相鄰晶粒間的位向差很接近或具有孿晶位向時，晶界移動速度將很小。但當具有一般大角度晶界的位向差時，則有較大的移動速度。

2.晶粒的反常長大（二次再結晶）

在某些情況下，再結晶完成后晶粒長大表現出反常現象，即出現少數較大的晶粒優先快速長大，逐步吞并其周圍大量的小晶粒，最后形成非常粗大的組織，這種現象通常稱為二次再結晶。前節所討論的再結晶稱為一次再結晶，以資區別。

二次再結晶形成非常粗大的晶粒，使得金屬材料組織性能惡化，從而降低了材料的性能如強度、塑性和韌性等，并影響了冷變形后的表面光潔度。因此，在制定冷變形材料的退火工藝時，一般應避免發生二次再結晶，再結晶退火溫度應嚴格控制在再結晶溫度范圍內，而且保溫時間不宜過