在平衡凝固完成之後，便不存在α相。但如果是不平衡結晶則在β相中心仍保留一些殘留的α相，且β相本身的成分也是不均勻的，呈枝晶偏析。又如圖3—3所示的Cu—65％Sn的合金冷卻到415℃時要發生 L + ε → η 的包晶轉變，剩餘的液相L到227℃又會發生共晶轉變，所以在平衡凝固時最終組織應由η相和共晶體（η+θ）組成。而實際的不平衡組織卻保留相當數量的ε相（灰色），包圍它的是η相（白色），在外麵的則是黑色的共晶組織，如圖3—18所示。這種由於包晶轉變的不完全性而產生的組織變化與成分偏析的現象，稱為包晶偏析。包晶偏析易於在一些包晶溫度較低的合金中出現。包晶偏析一般采用擴散退火方法予以改善和消除。
金屬的塑性變形
金屬的一項重要特性是具有塑性，能夠在外力作用下進行塑性變形。外力除去後，永久殘留的變形，稱為塑性變形。塑性變形的基本方式有滑移和孿生兩種，最常見的是滑移。下麵我們就討論：
一、光學金相顯微鏡下滑移帶、變形孿晶與退火孿晶的特征
滑移：所謂滑移即在切應力作用下晶體的一部分沿一定的晶麵和晶向相對於另一部分產生滑動。所沿晶麵和晶向稱為滑移麵和滑移方向。
1．滑移帶
經表麵拋光的金屬單晶體或晶粒粗大的多晶體試樣，在拉伸（或壓縮）塑性變形後放在光學顯微鏡下觀察，在拋光的晶體表麵上可見到許多互相平行的線條，稱為滑移帶，如圖4一1所示。
由圖可見，純鐵的滑移帶特征與黃銅的略有不同，往往呈波紋狀。這主要由於純鐵本身層錯能較高，其擴展位錯容易束集，加之體心立方晶體可進行滑移的晶麵多，因而產生大量交滑移的緣故。
如果用電子顯微鏡作高倍觀察，會發現每條滑移帶（光學顯微鏡下的每根線條）是由許多密集在一起的滑移線群所組成。實際上，每條滑移線表示晶體表麵上因滑移而產生的一個小台階，而滑移帶是小台階累積的大台階。正因為晶體表麵有這些台階的出現才顯示出上述的微觀形貌。如果將這些小台階磨掉，即使重新拋光並浸蝕也看不出滑移帶，因為滑移麵兩側的晶體位向不隨滑移而改變，故隻能借助晶體表麵出現的小台階來觀察。
1． 變形孿晶
孿生通常是晶體難以進行滑移時而發生的另一種塑性變形方式。以孿生方式形變的結果將產生孿晶組織，在麵心立方晶體中一般難以見到變形孿晶，而在密排六方晶體中比較容易見到。因為密排六方晶體的滑移係少，塑性變形經常以孿生方式進行。圖4一2a為鋅的變形孿晶，其形貌特征為薄透鏡狀。純鐵在低溫下受到衝擊時也容易產生變形孿晶，其形貌如圖4一2b所示，在這種條件下萌生孿晶並長大的速度大大超過了滑移速度。
如果將變形孿晶試樣重新磨製、拋光、浸蝕，是否如同滑移帶那樣也會消失呢？並不是這樣的。實際上孿晶試樣都是經過上述製備過程而得到的。這是因為孿生變形後，在孿生麵兩側的晶體位向並不相同，切變部分的晶體與未切變部分的晶體相對於孿生麵呈鏡麵對稱。如圖4一3所示。
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3．退火孿晶
某些金屬材料退火後在晶內形成退火孿晶（純銅、單相銅合金及奧氏體不鏽鋼中經常出現）。關於退火孿晶的形成機理尚無完善解釋，有人提出是退火時晶界推移過程中形成的，晶粒越粗大孿晶也越發展。退火孿晶的形態和變形孿晶完全不同，如圖4—4所示。兩條直線互相平行，表明它們屬於共格晶界。
二、冷加工對金屬組織和機械性能的影響
金屬材料發生冷變形後，不僅外形發生變化，內部組織也發生變化。隨著變形量的增加，原來的等軸晶粒將沿受拉方向逐漸伸長。當變形量大到一定程度時，各個晶粒難以分辨呈現出一片纖維狀的條紋，稱為纖維組織，如圖4一5所示。
如果對冷變形金屬進行薄膜透射電鏡分析就會發現，位錯分布是不均勻的，有的地方位錯密度很高並纏結在一起；有的地方位錯密度很低。當變形量較大時，還會發現典型的胞狀亞結構特征。高密度位錯集中在胞壁上，胞內的位錯密度比胞壁低得多。變形量越大，胞狀亞結構的尺寸越細小。
金屬的塑性變形所造成的內部組織變化必然導致某些性能的改變，大量實踐證明，金屬材料經冷變形後，強度、硬度顯著提高，而塑性下降，即產生了加工硬化。造成加工硬化的原因主要是位錯密度增加並相互交截產生不易移動的位錯節點；位錯纏結在一起或形成胞狀亞結構都對位錯運動有阻礙作用。
切割片
