轧制基础与实务复习指南.docx

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轧制基础与实务复习指南

第一部分专业基础知识

一、金属学的基础知识

[基本要求]

（一）熟悉金属及合金的固态结构

（二）掌握金属及合金的相图

（三）熟悉金属及合金的凝固与组织

（四）了解金属及合金的回复与再结晶

（五）掌握合金元素对钢的组织性能的影响

[考试内容]

1.金属及合金的固态结构

熟悉金属与合金的典型结构：

体心立方、面心立方、密集六方；

了解晶体学的基本知识；

掌握金属及合金的结构缺陷。

晶体：

人们将原子在三维空间作有规则的周期性重复排列的物质称为晶体，金属和合金在固态下通常都是晶体。

晶体的特性：

（1）晶体具有一定的熔点；

（2）各向异性或异向性。

即在不同的方向上测量其性能（如导电性、导热性、热膨胀性、弹性和强度等）时，表现出或大或小的差异。

金属与合金的典型结构：

●体心立方：

在晶胞的八个角上各有一个原子外，在立方体的中心还有一个原子。

在体心立方晶胞中，原子沿立方体对角线紧密地接触着。

配位数：

8。

致密度：

0.68

●面心立方：

在晶胞的八个角上各有一个原子，构成立方体，在立方体六个面的中心各有一个原子。

在面心立方晶胞中，只有沿着晶胞六个面的对角线方向，原子时互相接触的。

配位数：

12。

致密度：

0.74

●密集六方：

在晶胞的12个角上各有一个原子，构成六方柱体，上底面和下底面的中心各有一个原子，晶胞内还有三个原子。

在密集六方晶胞中，原子不仅与周围六个角上的原子相接触，而且与其下面的三个位于晶胞之内的原子以及其上面相邻晶胞内的三个原子相接触。

配位数：

12。

致密度0.74

密集六方晶格的配位数和致密度均与面心立方晶格相同，这说明两者晶胞中的原子具有相同的紧密排列程度。

晶向指数：

晶面指数：

只有对与立方结构的晶体，改变晶向指数的顺序，所表示的晶向上的原子排列情况完全相同，这种方法对与其他结构的晶体则不一定使用。

●金属及合金的结构缺陷：

点缺陷：

如空位、间隙原子和置换原子。

是指在晶格空间中其长、宽、高尺寸都是很小的缺陷。

实质上是结构格子上的质点脱离了正常位置形成的。

线缺陷：

位错，是指在晶体的某一平面上，沿着某一方向伸展的呈线状分布的缺陷。

面缺陷：

晶界、亚晶界。

是指在两个方向上的尺寸很大，在第三个方向上的尺寸很小，呈面状分布的缺陷。

体缺陷：

是指在三个方向上的尺寸都较大，但不是很大，例如固溶体内的偏聚区，分布极弥散的第二相超显微微粒，以及一些超显微空洞等。

2.金属及合金的相图

掌握相平衡和相图的基本概念；

掌握铁碳相图；能够应用杠杆定理进行相关相变计算。

相是指合金中结构相同、成分和性能均已并以界面相互分开的组成部分。

铁碳合金的基本组织：

铁素体：

碳溶于α-Fe中形成的间隙固溶体称为铁素体，用符号F表示。

铁素体的性能与纯铁相似，强度和硬度较低，塑性和韧性好。

在显微镜下，铁素体呈明亮的多边形晶粒。

奥氏体：

碳溶于γ-Fe中所形成的间隙固溶体称为奥氏体，用符号A表示。

奥氏体具有很好的塑性和韧性，一定的强度和硬度。

因此生产中常将钢材加热到奥氏体状态进行锻造。

奥氏体的晶粒呈多边形，与铁素体的显微组织相近似，但晶粒边界较铁素体平直。

渗碳体：

铁盒碳形成的一种具有复杂晶格的间隙化合物，用化学式Fe3C表示。

渗碳体硬度很高，塑性和韧性极低，脆性大。

渗碳体常以片状、球状和网状等不同形态存在。

珠光体：

由铁素体和渗碳体组成的两相复合物，用符号P表示。

珠光体性能介于铁素体和渗碳体之间，即具有足够的强度、塑性和硬度。

莱氏体：

碳的质量分数为4.3%的液态铁碳合金，冷却到1148℃时，由液体中同时结晶出奥氏体和渗碳体的复相组织称为莱氏体，用符号Ld表示。

在727℃以下由珠光体和渗碳体组成的复相组织成为变态莱氏体，用符号Ld′表示。

3.金属及合金的凝固与组织

熟悉凝固的基本类型；

掌握铸锭的一般组织；

熟悉影响铸锭结晶组织的因素；

熟悉改善铸造金属材料组织的方法和途径。

●金属由液态转变为固态的过程称为凝固，由于凝固后的固态金属通常是晶体，所以又将这一转变过程称为结晶。

●凝固（结晶）的基本类型：

1）同分结晶：

其特点是结晶出的晶体与母液的化学成分完全一样，或者说，在结晶的过程中只发生结构的改组而无化学成分的变化。

2）异分结晶：

其特点是结晶出的晶体与母液的化学成分不一样，或者说，在结晶过程中，成分和结构同时都发生变化，也称为选分结晶。

绝大部分合金，特别是实际应用的合金的结晶，大多可归于这一类。

此外，也可以根据结晶后的组织特点，将结晶分为以下两类：

A.均晶结晶其特点是结晶过程中只产生一种晶粒，结晶后的组织应由单一的均匀晶粒组成，即得到单相组织。

B.非均晶结晶其特点是结晶时由液体中同时或先后形成两种或两种以上的成分和结构都不相同的晶粒。

●铸锭的一般组织:

铸锭的组织是不均匀的，从表层到心部依次由细小的等轴晶粒，柱状晶粒和粗大的等轴晶粒组成。

1）表层细晶粒区：

当液态金属刚刚浇入铸锭模时，由于模壁温度很低，使与它接触的很薄一层液态金属发生强烈的过冷，形成大量的自发晶核。

另外，模壁也能促进非自发晶核的产生。

这些晶核迅速生长到互相接触，在铸锭表层形成等轴细晶粒区。

铸锭的表层细晶粒区的组织较致密，力学性能较好，但由于该区很薄，故对铸锭性能影响不大。

2）柱状晶粒区：

细晶粒区形成的同时，模壁温度不断升高，使剩余液态金属的冷却速度逐渐降低，过冷度减小形核率变慢，但长大率受到的影响较小。

此时凡枝晶轴垂直于模壁的晶粒，不仅因其沿着枝晶轴向模壁传热比较有利，而且他们的成长也不至因相互抵触而受限制，所以只有这些晶粒才可能优先得到成长，从而形成柱状晶粒。

柱状晶粒区的组织较中心等轴晶粒区致密。

但是柱状晶的接触面由于常存在有非金属夹杂物和低熔点杂质而成为脆弱面，在热压力加工时常沿这些脆弱面断裂。

因此，一般不希望钢锭柱状晶粒过大。

但对于塑性较好的有色金属及其合金，有时为了获得较致密的组织，反而希望得到较大的柱状晶粒区，由于这些金属本身塑性较好，故在热压力加工时不会发生开裂。

另外，柱状有明显的方向性，沿柱状晶轴向的强度较高。

3）中心等轴晶粒区：

随着柱状晶粒发展到一定程度，通过已结晶的柱状晶层和模壁向外散热的速度愈来愈慢，在锭模心部的剩余液态金属内部温差愈来愈小，散热方向已不明显，从而趋于均匀冷却的状态；同时由于种种原因，如液态金属的流动可能将一些未熔杂质推向中心，或将柱状晶的枝晶分枝冲断，飘移到铸锭中心，它们都可以成为剩余液体的晶核，这些晶核由于在不同方向上的成长速度相同，加上过冷度小，冷却速度慢，因而形成较粗大的等轴晶粒区。

中心等轴晶粒区没有脆弱面，各方向上的力学性能均较好，但易形成许多微小的缩孔，使该区组织比较疏松。

铸锭的组织与合金成分和浇注条件等因素有关。

一般，提高浇注温度、加快冷却速度、采用定向散热措施等都有利于柱状晶区的发展；若降低浇注温度、减缓冷却速度、采用均匀散热等均有利于中心等轴晶粒区的发展。

4.金属及合金的回复与再结晶

了解金属及合金在退火过程中的组织变化；

了解再结晶温度与晶粒大小的影响因素等。

金属及合金在塑性变形时消耗的功，一小部分能量以弹性应变（仅占3-12%）和增加金属中晶体缺陷（空位和位错等）的形式储存起来。

形变温度越低、形变量越大其储存能越高。

晶体缺陷所储存的能量称为畸变能，其中位错能约占80-90%。

由于储存能的存在，使塑性变形后的金属材料自由能升高，在热力学上处于亚稳定状态；温度升高时，原子有足够高的活动能力，形变金属就能由亚稳定状态向稳定状态转变，从而引起一系列组织和性能的变化。

形变金属的退火是将金属材料加热到某一规定温度，保温一定时间，而后缓冷至室温的一种热处理工艺。

退火过程是由回复、再结晶及晶粒长大三个阶段综合组成。

回复：

是指塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变前（即在再结晶晶粒形成前）所产生的某些亚结构和性能的变化过程。

回复机理：

回复是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从而改变它们的组态和数量的过程。

回复导致金属内部缺陷数量的减少，储存能下降。

纯金属的储存能释放很少，而合金的储存能释放较多（约占整体储存能的70%），从而使以后再结晶的驱动力大大降低。

这说明，杂质原子和合金元素能够显著推迟金属的再结晶过程。

低温回复时，主要涉及到点缺陷的运动，它们可以移至晶界或位错处消失，也可以聚合起来形成空位对、空位群，还可以与间隙原子相互作用而消失。

总之，点缺陷运动的结果，使其密度大大减少，由于电阻率对点缺陷比较敏感，所以它的数值有较显著的下降，而机械性能对点缺陷的变化不敏感，所以这时机械性能不出现明显变化。

在中等温度和较高温度回复时，主要涉及到位错的运动。

此时温度较高，不仅原子有很大的活动能力，而且位错也开始运动起来：

异号位错可以相互吸引而抵消，缠结中的位错进行重新组合，亚晶粒也会长大。

温度更高时，位错不但可以滑移，而且可以攀移，产生多边形化。

（研究标明，多边形化是金属回复过程中的一种普遍现象，只要塑性变形造成晶格畸变，退火时就有多边形化发生。

再结晶：

冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能也发生了明显的变化，并恢复到完全软化状态，这个过程称之为再结晶。

其驱动力与回复一样，也是预先冷变形所产生的储存能，随着储存能的释放，应变能也逐渐降低，新的无畸变的等轴晶粒的形成及长大，使之在热力学上变得更为稳定。

再结晶经历形核与长大两个阶段，且再结晶前后各晶粒的晶格类型不变，成分不变。

再结晶的形核：

实验结果标明，再结晶晶核总是在塑性变形引起的最大畸变处形成，并且回复阶段发生的多边形化是为再结晶形核所做的必要准备。

不同的再结晶形核机制有：

亚晶长大形核机制，晶界突出（弓出）形核机制。

再结晶晶核的长大：

晶核形成之后，它就可以自发、稳定地生长。

晶核在生长时，其界面总是向畸变区域推进。

界面移动的驱动力是无畸变的新晶粒与周围基体的畸变能差。

界面移动的方向总是背向其曲率中心的方向。

当旧的畸变晶粒完全消失，全部被新的无畸变的再结晶晶粒所取代时，再结晶过程即告完成，此时的晶粒大小即为再结晶初始晶粒。

再结晶温度及其影响因素：

再结晶晶核的形成与长大都需要原子的扩散，因此必须将冷变形金属加热到一定温度之上足以激活原子，使其能进行迁移，再结晶过程才能进行。

通常把再结晶温度定义为：

经过严重冷变形（70%以上）的金属，在约1小时的保温时间内能够完成再结晶（>95%转变量）的温度。

但再结晶不是相变，没有一个恒定的转变温度，而是随着条件的不同（如变形程度、材料纯度、退火时间等），可以在一个较宽的范围内变化。

大量实验结果表明，金属的最低再结晶温度与其熔点之间存在以下经验关系：

T再≈δT熔。

式中的温度均以热力学温度表示，δ为一系数。

对工业纯金属来说，经大变形并通过1小时退火的δ值为0.35-0.40；对于高纯金属，δ为0.25-0.35甚至更低。

影响再结晶温度的因素很多：

●变形量越大，金属中的储存能越多，再结晶的驱动力越大，故金属的再结晶温度越低，但当变形量增加到一定值后，再结晶温度趋于一稳定值，但当变形量小到一定程度时，再结晶温度将趋向于金属的熔点，即不会有再结晶过程发生。

●金属的纯度越高，再结晶温度越低。

这时因为杂质和合金元素溶入基体后，趋向于位错、晶界处偏聚，阻碍位错的运动和晶界的迁移，同时杂质及合金元素还阻碍原子的扩散，因此显著提高再结晶温度。

●加热速度和加热时间也影响再结晶温度。

若加热速度十分缓慢时，则变形金属在加热过程中有足够的时间进行回复，使储存能减少，从而减少再结晶的驱动力，使再结晶温度升高。

但极快的加热速度也使再结晶温度升高，原因在于再结晶的形核和长大都需要时间，若加热速度太快，则在不同温度下的停留时间很短，使之来不及进行形核及长大，所以推迟到更高的温度才会发生再结晶。

再结晶晶粒大小的影响因素：

●变形程度：

当变形程度很小时，金属材料的晶粒仍保持原状，这是由于变形度小，畸变能很小，不足以引起再结晶，所以晶粒大小没有变化。

当变形度达到某一数值（一般金属均在2～10%范围内）时，再结晶后的晶粒变得特别粗大。

这是由于此时的变形度不大，G/N比值很大，因此得到特别粗大的晶粒。

通常把对应于得到特别粗大的变形度称为临界变形度。

当变形度超过临界变形度后，则晶粒逐渐细化，变形度越大，晶粒越细小。

这是由于变形度增加，则储存能增加，使再结晶后的晶粒变细。

当变形度达到一定程度后，再结晶晶粒大小基本保持不变，然而对于某些金属与合金，当变形度相当大时，再结晶晶粒又会出现重新粗化的现象，这是二次再结晶造成的，这种现象只在特殊条件下产生，不是普遍现象。

●原始晶粒尺寸：

当变形度一定时，材料的原始晶粒度越细，则再结晶后的晶粒越细。

这是由于细晶粒金属存在着较多的晶界，而晶界又往往是再结晶形核的有利地区，所以原始细晶粒金属经再结晶退火后仍会得到细晶粒组织。

●合金元素及杂质：

溶于基体中的合金元素及杂质，一方面增加变形金属的储存能，另一方面阻碍晶界的运动，一般均起细化晶粒的作用。

●变形温度：

变形温度越高，回复的程度便越大，结果使变形后的储存能减小，使晶粒粗化。

5.合金元素对钢的组织性能的影响

掌握主要合金元素对钢的相变以及相变后组织性能的影响。

钢中常加入的合金元素有Si,Mn,Cr,Ni,Mo,W,V,Ti,Nb,Al,B,RE等，在某种情况下P,S,N等也可以起合金元素的作用。

它们在钢中的存在状态，或是溶于碳钢原有的相（如铁素体、奥氏体、渗碳体等）中，或者是形成碳钢中原来没有的新相。

概括来讲，有以下四种存在形式：

1）溶入铁素体、奥氏体和马氏体中，以固溶体的溶质形式存在。

2）形成强化相，如溶入渗碳体形成合金渗碳体，形成特殊碳化物或金属间化合物等。

3）形成非金属夹杂物，如合金元素与O、N、S作用形成氧化物、氮化物和硫化物等。

4）有些元素如Pb、Cu等既不溶于铁，也不形成化合物，而是在钢中以游离状态存在。

在高碳钢中碳有时也以自由状态（石墨）存在。

按照与碳的相互作用情况，可将合金元素分为两大类：

（1）非碳化物形成元素。

包括Ni,Si,Co,Al,Cu等，以溶入α-Fe或γ-Fe中的形式存在，有的可形成非金属家杂物和金属间化合物，如Al2O3、AlN、SiO2等。

（2）碳化物形成元素。

包括Ti、Nb、Zr、V、Mo、W、Cr、Mn等，它们中一部分溶于α-Fe或γ-Fe中，另一部分与碳形成碳化物。

形成碳化物的稳定程度由强到弱的排列次序为：

Ti、Zr、V、Nb、W、Mo、Cr、Mn、Fe，其中的Ti、Zr、V、Nb为强碳化物形成元素；Mn为弱碳化物形成元素，除少量可溶于渗碳体形成合金渗碳体外，几乎都溶于α-Fe或γ-Fe中；W、Mo、Cr为中强碳化物形成元素。

合金元素对钢加热转变的影响：

（1）合金元素对Fe-C相图的影响

对奥氏体相区的影响：

凡是扩大γ相区的元素，如Ni、Co、Mn等均使S点左移，A3线下降；凡是缩小γ相区的元素，如Cr、W、Mo、V、Ti、Si等均使A3线上升。

此外，扩大γ相区的元素如Ni、Mn的含量足够高时，可使γ相区扩展到室温以下，得到奥氏体钢；Cr和Si等元素，则限制γ相区，甚至使其完全消失，得到铁素体钢。

对共析温度的影响（见下图）：

共析反应涉及到α、γ的同素异晶转变和碳化物的析出和溶解。

扩大γ相区的元素降低A3和A1，使S点左移；缩小γ相区的元素使A3和A1升高，也使S点左移。

对共析点位置的影响：

所有的合金元素均使S点左移，意味着钢中含C量不足0.77%时，钢就变为过共析而析出二次渗碳体。

（2）合金元素对钢加热转变的影响

合金钢热处理加热的目的通常有两点，一是为获得成分均匀的奥氏体，希望有尽可能多的合金元素溶于奥氏体（大部分合金元素均减慢奥氏体的形成过程），合金元素才能发挥其提高淬透性的作用；二是获得细小的奥氏体组织，它决定了冷却转变生成物的实际晶粒大小，除Mn、P、C、N外的所有合金元素都有阻碍奥氏体晶粒长大的作用，其中Ti、V、Zr、Nb作用更强烈。

（3）合金元素对奥氏体冷却转变的影响

除Co外，所有的合金元素均使C曲线右移，其中碳化物形成元素还使C曲线的形状发生变化，提高了奥氏体的稳定性，从而提高了钢的淬透性。

对珠光体转变的影响：

除Co、Al外，均显著推迟奥氏体向珠光体的转变，原因是：

1）P转变时，C及合金元素需要在铁素体和渗碳体间重新分配，由于合金元素自扩散慢，并且使C扩散减慢，因此使珠光体形核困难，降低转变速度；2）扩大γ相区的元素降低奥氏体转变温度，从而影响到C与合金元素的扩散速度，阻止奥氏体向珠光体的转变；3）微量元素B在晶界内吸附，并形成共格B相（M23C3B3），可显著阻止铁素体的形核，从而增加了奥氏体稳定性。

同时加入两种或多种合金元素，其推迟珠光体转变的作用更强烈。

对贝氏体转变的影响：

发生贝氏体转变时，奥氏体过冷度进一步增大，此时铁与合金元素几乎不能进行扩散，唯有碳可以短距离扩散，因此，对贝氏体转变的影响主要体现在对γ→α转变速度和对碳扩散速度的影响上。

Cr、Mn、Ni等元素对贝氏体转变有较大的推迟作用，这是因为这三种元素都能降低γ→α的转变温度，减小奥氏体和铁素体的自由能差，也就是减少了相变的驱动力。

Cr与Mn还阻碍碳的扩散，故推迟贝氏体转变的作用尤为强烈。

Si对贝氏体转变有着颇为强烈地阻滞作用，这可能与它强烈地阻止过饱和铁素体的脱溶有关，因为贝氏体的行程过程是与过饱和铁素体的脱溶分不开的。

强碳化物形成元素W、Mo、V、Ti不同于Mn和Ni，它不是降低γ→α的转变温度，而是使之升高，这就增加了奥氏体与铁素体的自由能差，增大转变的驱动力，但由于降低了碳原子的扩散速度，因此对贝氏体转变还是有一定的延缓作用，但比Cr、Mn要小得多。

含有W、Mo、V、Ti的钢，贝氏体转变的孕育期短，铁素体-珠光体的孕育期长，空冷时容易得到贝氏体组织，如铁素体-珠光体耐热钢12Cr1MoV空冷，即可得到大部分贝氏体组织。

对马氏体转变的影响：

除Co、Al外，大多数固溶于奥氏体的合金元素均使Ms点下降，其中C的作用最强烈，其次是Mn、Cr、Ni，再次为Mo、W、Si。

2、合金元素对钢材性能的影响

（1）强化途径

塑性变形是由于位错滑移造成的，因此强化途径在于设法增大位错运动的阻力，从组织上造成位错运动的障碍。

在钢铁材料中，能有效阻止位错运动、提高材料强度的途径有以下：

固溶强化：

间隙原子的强化作用比置换原子大10-100倍，但在室温下它在铁素体中溶解度十分有限，其固溶强化作用受到限制。

置换原子中，Si和Mn强化作用较大。

固溶强化的限制特点是随溶质原子增多，强度、硬度上升，塑性、韧性下降，因此对浓度应控制。

晶界强化：

细化晶粒是唯一可同时提高钢的强度和塑韧性的强化方式。

钢中加入Al、Ti、V、Nb等形成难溶的第二相粒子，约弥散细小，数量越多，则对奥氏体化时晶界迁移的阻力越大，从而细化奥氏体晶粒，进而细化铁素体、马氏体等相变产物。

第二相强化：

第二相粒子可有效阻碍位错运动，越细小弥散，间距越小，强化效果越好。

合金元素的作用主要是为造成均匀弥散分布的第二相粒子提供必要的成分条件。

第二相粒子对钢的塑性有危害，为改善钢的塑性，应控制碳化物的尺寸、数量、形状及分布，希望第二相质点为均匀、弥散分布的细小球状颗粒；尽可能减少钢中硫化物、氧化物等家杂物；将片状珠光体改变为粒状珠光体。

位错强化：

位错密度越高，位错运动时越容易发生相互交割，形成割阶，造成位错缠结等位错运动的障碍，提高强度。

用增加位错密度提高金属强度的方法称为位错强化，其强化量与金属中的位错密度的平方根成比例。

合金元素作用在于塑性变形时使位错易于增值，加入合金元素细化晶粒，造成弥散分布的第二相和形成固溶体等，都是增加位错密度的有效方法。

马氏体转变在母相和新相中也能形成大量位错。

（2）韧化途径

韧性是指材料对断裂的抗力，是材料可靠性的度量。

提高微孔聚集型断裂抗力的途径：

该断裂宏观上有两种表现形式，一是宏观塑性断裂（中、低强度钢），二是宏观脆性断裂，或称低应力断裂（高强度钢）。

两种变现形式的断口均为孔坑型。

提高断裂抗力途径：

1）尽量减少钢中第二相的数量；2）提高基体组织的塑性；3）提高组织的均匀性。

提高解理断裂抗力的途径：

该断裂一重要特征是冷脆性。

根据解理断裂微观机理可知，晶粒越细，裂纹形成和扩展阻力越大，因此加入合金元素细化晶粒是一个重要的强韧化方法。

另外Ni具有明显降低冷脆转折温度的作用。

此外，面心立方金属没有冷脆倾向，必要时可采用奥氏体钢。

提高沿晶断裂抗力的途径：

造成沿晶断裂原因有二：

一是溶质原子如P、As、Sb、Sn等在晶界偏聚，降低原子间结合力，使裂纹易于在晶界形成并扩展；二是第二相如MnS、Fe3C等沿晶界分布，使裂纹易于在晶界形成。

为此，要提高沿晶断裂抗力，就要防止溶质原子沿晶界分布（加入Mo、W对此有抑制作用）和第二相沿晶界析出（减少S含量可降低奥氏体晶界的MnS析出，或加入稀土元素形成难熔的稀土硫化物）。

二、金属的塑性变形

[基本要求]

（一）熟悉钢的弹性变形和塑性变形

（二）掌握金属的塑性变形机理

（三）熟悉塑性变形对金属组织和性能的影响

（四）熟悉金属塑性变形的力学条件

（五）了解固态塑性成形时的应力分析与应变分析

（六）掌握两个常用的屈服准则

[考试内容]

1.钢的弹性变形和塑性变形

熟悉弹性变形和塑性变形的定义；

熟悉弹性模量的意义。

在外力作用下，原子间原有的平衡被打破，原子由原来的稳定状态变为不稳定状态。

此时，原子间距发生变化，原子的位置发生偏移，一旦外力去除，原子仍可恢复到原来的平衡位置，是变形消息。

这是弹性变形。

因此，弹性变形实质上是指当所施加的外力或能不足以使原子跨越势垒时所产生的变形，即可完全恢复原有状态的变形。

当外力大到可以使原子跨越势垒而由原有的一种平衡达到另一种的新的平衡，且外力去除后，原子也不能回复到原有位置的变形就是塑性变形。

弹性模量是表征金属材料对弹性变形的抗力，反映原子间结合力大小的性能指标。

弹性模量E越大，弹性变形越不容易进行。

弹性模量主要取决于尽速本性，与晶格类型和原子间距有密切关系。

因此，单晶体的弹性模量有方向性，而多晶体的晶粒取向是任意的，所以表现出伪无向性。

弹性模量是一个对组织部敏感的性能指标，金属材料的合金化、压力加工及热处理都不能对其产生明显影响。

2.金属的塑性变形机理

掌握塑性变形的形式；

了解滑移的机理、滑移面、滑移方向以及滑移系的意义；

掌握孪生及扭折的基本含义。

在常温和低温下，单晶体的塑性变形主要通过滑移、孪生和扭折等方式进行。

滑移是金属及合金最基本的塑性变形方式。

是晶体的一部分沿着一定的晶面和晶向相对于晶体的另一部分发生相对滑动。

这种晶面称为滑移面，晶体在滑移面上的滑动方向称为滑移方向。

一个滑移面和此面上的一个滑移方向结合起来，组成一个滑移系。

滑移是沿着滑移面和滑移方向进行的，滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列最密的晶面和晶向，因为原子密度最大的晶面其面间距最大，点阵阻力小，因而容易沿着这些发生滑移；滑移方向为原子浓度最大的方向是由于最密排方向上的原子间距最短，位错b最小。

一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来称为一个滑移系。

可用{hkl}来表示

孪生（Twinning）

在切应力作用下，晶体的一部分以一定的晶面（孪生面）为对称面和一定的晶向（孪生方向）与另一部分发生相对切变的现象。

滑移与孪生的区别（Distinctionbetweenslippingandtwinning）：

晶体位向

位移量

切应力

塑变量

变形速度

滑移

不变

整数倍

小