第三章金屬的結晶與二元金相圖金屬材料的獲得一般都是要經過對礦產原料的熔煉、除渣、澆鑄等作業(yè)后，再凝固成鑄錠或細粉。并通過各種熱加工和冷加工獲取成材或制件。由液態(tài)冷凝成固態(tài)是一個重要環(huán)節(jié)。金屬材料通常都是多晶體材料，所以金屬由液態(tài)冷凝成固態(tài)的過程也是一種結晶過程。所謂結晶就是指晶體材料的凝固。結晶之后得到的金屬材料顯微組織稱為鑄態(tài)組織。鑄態(tài)的顯微組織決定著鑄態(tài)材料的使用性能和加工工藝性能。掌握結晶規(guī)律可以幫助我們有效地控制金屬的凝固條件，從而獲得性能優(yōu)良的金屬材料。第三章金屬的結晶與二元金相圖金屬材料的獲得一1第一節(jié)金屬結晶的基礎知識液態(tài)金屬的冷卻過程可以用熱分析法測出的冷卻曲線(溫度-時間關系曲線)來表述，見圖3-1。從曲線上可以明顯地見到結晶開始和結晶結束的溫度。對于純金屬在結晶過程中保持恒溫。也就是說純金屬的結晶溫度為某一溫度值。但是，對一個合金系來說，除個別成分的合金同純金屬一樣有一個結晶溫度之外，多數(shù)合金的結晶開始溫度與結束溫度是兩個溫度值。即結晶溫度是一個溫度區(qū)間。而這個溫度區(qū)間的大小與合金的化學成分比有直接的關系。在測定冷卻曲線時，人們發(fā)現(xiàn)，液態(tài)金屬的冷卻速度會影響結晶的開始和結束溫度。當冷卻速度非常慢(平衡態(tài)冷卻速度)時，對于成分一定的金屬都有一個固定的結晶溫度或結晶溫度區(qū)間。當冷卻速度時增大時，則結晶溫度或結晶溫度區(qū)間通常都要下降，而且下降的量隨冷卻速度加大而增加。一、結晶的溫度與過冷現(xiàn)象第一節(jié)金屬結晶的基礎知識液態(tài)金屬的冷卻過程可以2在圖3-1中虛線是以平衡狀態(tài)的冷卻速度(Vm)冷卻(冷速極慢)的金屬冷卻曲線。實線是在某一實際冷卻速度(V1)冷卻的金屬冷卻曲線。V1〉Vm。圖中T1是純金屬在冷速V1是的實際結晶溫度。Tms、Tmf分別是合金在平衡狀態(tài)下的結晶開始溫度和結晶結束溫度。T1s、T1f分別是V1冷速下合金的實際結晶開始溫度和結晶結束溫度。理論結晶溫度與實際結晶溫度之差成為過冷度(△T)。對于純金屬其過冷度△T=Tm-T1。金屬的結晶都是在達到一定過冷度后才進行的，這中現(xiàn)象稱過冷現(xiàn)象。金屬結晶中的過冷度大小主要取決于金屬液的冷卻速度和金屬液中雜質的含量。冷速愈大，金屬純度愈高，過冷度也愈大。在圖3-1中虛線是以平衡狀態(tài)的冷卻速度(Vm)冷卻(冷速極慢3

純金屬結晶是在恒溫下完成的。即冷卻曲線中有一個平臺。這是因為純金屬結晶會釋放出“潛熱”。而著潛熱剛好彌補了金屬液再冷卻過程中向周圍環(huán)境散發(fā)的熱量。從而使結晶過程處于一個溫度的動平衡狀態(tài)。(實際上，對于純金屬其冷卻曲線出現(xiàn)平臺之前，還有一個相應的過冷現(xiàn)象，它為開始結晶提供足夠的動力。一旦結晶開始釋放潛熱，溫度才回升到結晶溫度平臺上)。當結晶結束，潛熱釋放也就結束，凝固了的金屬隨著向環(huán)境不斷散熱，溫度又逐漸下降。對于合金(除固定成分外)，在結晶過程雖然也釋放潛熱，但達不到溫度的平衡，僅能使結晶過程中冷速變慢，并不出現(xiàn)溫度平臺。即結晶過程不是在恒溫下進行，而是在一個溫度區(qū)間中完成。純金屬結晶是在恒溫下完成的。即冷卻曲線中有一個平臺。這是因4液態(tài)金屬冷卻到結晶開始溫度為什么會出現(xiàn)液態(tài)固相的轉變呢？這是有物質自由能狀態(tài)函數(shù)決定的。達到了結晶開始溫度，同種化學成分金屬其固態(tài)的自由能就開始低于液態(tài)的，由于物質在通常條件下都是自動朝自由能低的方向轉變，而且這個自由能差愈大，其轉變也愈快?？梢娮杂赡懿钍且汗剔D變的推動力。也就是說自由能是金屬結晶的動力學條件。而自由能差是液固轉變的推動力。而自由能差的大小又取決于過冷度的大小。顯然，過冷度也就是金屬結晶的動力學條件。金屬的結晶過程是原子由不規(guī)則排列向規(guī)則排列的變化過程。這是需要原子進行遷移和擴散。一定的結晶溫度就可以保證原子必要的運動、保證足夠的擴散能力。足夠的溫度是完成結晶過程的熱力學條件。液態(tài)金屬冷卻到結晶開始溫度為什么會出現(xiàn)液態(tài)固相的轉變呢？5

只有當動力學條件與熱力學條件都得到保證金屬就會順利的結晶。兩者缺一不可。例如：只有熱力學條件而沒有動力學條件金屬不能凝固結晶；若只有動力學條件而沒有熱力學條件金屬雖然可以凝固但不能結晶。若金屬液的冷卻速度非常大，使過冷度極大，原子來不及擴散就會出現(xiàn)非晶金屬。目前，在工業(yè)上已據此制造出了非晶金屬微粉和箔。

只有當動力學條件與熱力學條件都得到保證金屬就會順利的結晶6二．金屬的結晶(一)金屬結晶的一般過程小體積的液態(tài)金屬其結晶過程，見圖3-2。當液態(tài)金屬的溫度降到一定的過冷度之后，在液態(tài)金屬中就開始出現(xiàn)一些極細小的固相小晶體，這就是晶核。晶核不斷地從周圍的液態(tài)金屬中吸附原子使之不斷長大。在一些晶核長大的同時，還會有新的晶核不斷產生和長大，直到全部液態(tài)金屬都凝固。每一個晶核都長大成為一個晶粒。最后便形成了有許多晶粒組成的金屬多晶體。這些晶粒有不規(guī)則的外形、晶格位向也各異?？梢姡饘俳Y晶的過程包括成核和長大兩個基本過程，而且，這兩個過程同時進行。二．金屬的結晶(一)金屬結晶的一般過程7(二)晶核的形成晶核的形成分為均勻(自發(fā))成核和非均勻成核。在均勻的液態(tài)母相中自發(fā)地形成新相晶核的過程叫均勻成核，也成自發(fā)成核。在液態(tài)母相隨時都存在著瞬時近程有序的原子集團(即結構起伏)。這種原子集團在沒有降到結晶溫度之下時是不穩(wěn)定的，時生時溶。而當有了一定的過冷度時，某些進程有序原子集團的尺寸一旦不小于該溫度下的臨界晶核尺寸就會穩(wěn)定下來,成為新生固相的晶核。臨界晶核尺寸是隨著過冷度減小而增大的。若過冷度為零，則臨界晶核尺寸為無窮大，即不能自發(fā)成核。相反，過冷度愈大，自發(fā)成核的臨界晶核尺寸愈小。也就是說，隨著過冷度的增加液相中自發(fā)成核所需的近程有序原子集團的尺寸也愈小。這意味著過冷度愈大愈易自發(fā)形成晶核。(二)晶核的形成晶核的形成分為均勻(自發(fā))成核和非均勻成8在實際金屬熔液中總是存在某些未溶的雜質粒子，這些固態(tài)離子表面及鑄型壁等現(xiàn)成的界面都會成為液態(tài)金屬結晶時的自然晶核。凡是依附于母相中某些現(xiàn)成界面而成核的過程都稱為非均勻成核(非自發(fā)成核)。非均勻成核所需的過冷度比均勻成核的小的多?，F(xiàn)成界面的狀態(tài)(表面能、浸潤角、曲率半徑、晶格位向等)影響著非均勻成核的能力。均勻成核與非均勻成核在金屬結晶中是同時存在的。非均勻成核在實際生產中比均勻成核更重要。母相在給定的條件下產生晶核的能力可用成核率(N)來表示。成核率是指在單位時間和單位體積內所形成的晶核數(shù)目。成核率愈大，結晶后晶體中的晶粒愈細小。

在實際金屬熔液中總是存在某些未溶的雜質粒子，這些固態(tài)離子9(三)晶核的長大晶核長大的實質就是晶核的固體界面向母相內不斷的推進。所需的原子由母相不斷地提供，通過原子本身的遷移和擴散來完成。晶核長大的能力可用晶核長大線速度G來表示，簡稱為長大率。長大率是指單位時間晶核界面向母相中推進的距離。在結晶這種液固相變中，母相指的就是液相。在以后將要講的固態(tài)相變中母相是指原來的相。(三)晶核的長大晶核長大的實質就是晶核的固體界面向母相10晶核長大的方式的分類(兩類)另一類是絕大多數(shù)的純金屬及合金都是以樹枝狀的枝晶形式長大。枝晶長大是金屬結晶的普遍方式。這是由于金屬結晶時液態(tài)母相都是處于過冷狀態(tài)，具有負的溫度梯度。一類是非金屬晶體、少量純金屬和金屬化合物(如：Si、Ge、Sb、CuAl2、Cu2Sb等)是以“生長臺階”形式長大。晶核長大的方式的分類(兩類)另一類是絕大多數(shù)的純金屬及合金都11液態(tài)晶核長大過程中晶核上的凸出部分(如：棱、尖角)都具有散熱優(yōu)勢，將優(yōu)先長大，形成象樹枝生長一樣，先長出干枝稱為一次晶軸。在一次晶軸變粗變長的同時，在其側面的凸出部位或晶體缺陷部位又會長出分枝稱為二次晶軸，隨著時間的推移，二次晶軸的見的空隙也都被填滿。最后每個晶核都長大，形成一個是樹枝狀的晶?！?，如圖3-3。金屬晶體就是有這些晶粒組成。因為金屬是不透明的，且晶粒又很小，所以平常難以用眼睛直接看到枝晶。但是，在某些特殊的情況下也是可以看到的。如鍍鋅鋼板表面上的鋅晶粒花紋以及水結晶成雪花等都是枝晶生長的可見實例。液態(tài)晶核長大過程中晶核上的凸出部分(如：棱、尖角)都具12(四)金屬結晶后的晶粒大小晶粒的大小通常是指以晶粒度來表示。而晶粒度又是以單位界面內晶粒數(shù)目的多少來劃分和標定的。通常是晶粒愈小材料強度、塑性愈好。純鐵的晶粒大小與力學性能的關系見3-1。通過細化晶粒而使金屬材料力學性能提高的方法稱為細晶強化。晶粒大小對材料的物理化學性能也有明顯的影響。如：硅鋼片中晶粒愈大磁滯損耗愈少耐蝕不銹鋼中晶粒愈大耐腐蝕性愈好?？梢姡凑詹牧系牟煌猛竞头N類應合理的控制其晶粒大小。這就需要我們了解一些金屬結晶時影響晶粒大小的因素。(四)金屬結晶后的晶粒大小晶粒的大小通常是指以晶粒度來表示13金屬結晶時的成核率N和長大率G與結晶后的晶粒大小有密切關系。而成核率與長大率又與過冷度有直接關系，見圖3-4。從圖上可見，隨過冷度的增加，N與G均增加，但成核率N的增加速度更快些。單位面積內的晶粒數(shù)Zs與成核率和長大率G有如下的經驗關系式Zs=1.1√N/G顯然，加大過冷度會使Zs增加，即增加過冷度會使結晶后的晶粒變小。結晶時的過冷度主要取決與液體的冷卻速度，因此，結晶時冷卻速度越大，得到的晶粒也越小。金屬結晶時的成核率N和長大率G與結晶后的晶粒大小有密切關系。14從公式中，可以看出，凡是能使成核率N增加和使長大率G減小的因素都能促進晶粒細化。增加冷卻速度可以細化晶粒，但是，同時使結晶時的鑄造應力增加。另外，對于大體積的鑄錠與鑄件提高冷速是困難的。團此，在實際鑄造生產中往往采用“變質處理”，即在澆注之前向金屬液中加入某些物質(變質劑)來促進晶粒細化。變質劑主要有兩大類型。其一是，變質劑作為非均勻成核的晶核(人工晶核)，從而通過增加成核率來細化晶粒。如：向鋼中加Ti、Zr、B、Al；向鑄鐵中加St、Ca等。另一是，變質劑作為長大率的阻礙物，通過降低長大速度來細化晶粒。如：在鋁硅合金中加入一些鈉鹽的變質處理就是通過鈉來降低硅的長大速度來細化硅的晶粒。在生產工藝中，有時還采用振動的手段造成枝晶碎斷，則各個枝晶碎塊都可以變成一個新的晶核，從而也會使結晶后的晶粒細化。從公式中，可以看出，凡是能使成核率N增加和使長大率G減小15三、金屬鑄錠的鑄態(tài)組織及缺陷在工業(yè)生產中，金屬結晶主要涉及五個方面的應用。鑄錠、鑄件、金屬粉、焊接、熱浸鍍層。金屬凝固結晶后的組織統(tǒng)稱鑄態(tài)組織。下面以鑄錠為例介紹鑄態(tài)組織。鑄錠是各種金屬材料成材的毛坯。通過對鑄錠的熱軋等塑性變形可制成各種規(guī)格的型材、板材、棒材等供人們使用。鑄錠的鑄態(tài)組織是指其晶粒的形態(tài)、大小、取向及缺陷(如：疏松、夾雜、氣孔等)和界面的形貌等。三、金屬鑄錠的鑄態(tài)組織及缺陷在工業(yè)生產中，金屬結晶主要涉及16由于澆注在鑄模型腔中的液態(tài)金屬的冷卻速度、體積的大小、化學成分及變質劑等的不同，鑄錠可以有三種典型的晶粒形態(tài)，見圖3－5。其中a圖是全部較細的等軸晶粒。b圖是全部柱狀晶粒。C圖是最常見的鑄錠晶粒情況，表層(接觸鑄模型腔部分)是薄薄的一層細小等軸晶粒，稱為表層細晶區(qū)接著是一層柱狀晶，稱為柱狀晶區(qū)。中心區(qū)域是較粗大的等軸晶，稱為中心等軸晶區(qū)。所謂等軸晶是指晶粒在各方向上的尺寸相差較小的晶粒。而柱狀晶是指某一方向上的尺寸遠大于其它方向上的尺寸的長晶粒。由于澆注在鑄模型腔中的液態(tài)金屬的冷卻速度、體積的大小、化17經試驗發(fā)現(xiàn)，柱狀晶的長度和等軸晶的尺寸主要取決于澆注溫度和合金元素。如；隨澆注溫度升高柱狀晶長度增加，等軸晶粒尺寸增大；合金元素含量增加可使柱狀晶長度減短，等軸晶粒尺寸減小。表層細晶區(qū)是由于模壁附近散熱速度快，并且散熱沒有突出的優(yōu)勢方向及模壁處兩種成核率都很高等結晶條件所造成的。此層組織致密，力學性能很好，但由于此層很薄，對整個鑄錠性能影響不大。經試驗發(fā)現(xiàn)，柱狀晶的長度和等軸晶的尺寸主要取決于澆注溫度和18當表層細晶區(qū)形成后，模壁的溫度也隨之升高，細晶區(qū)前面的液體散熱能力下降，過冷度也下降。但是在各方向上散熱能力的下降是不同的。垂直于模壁的方向顯出散熱優(yōu)勢，有利于晶粒逆著傳熱方向不斷地向液相區(qū)生長。而在平行模壁方向散熱能力較差，并且晶粒徑向僅能長大較短距離相鄰晶粒就互相接觸，停止生長。因此在細晶區(qū)形成后，接著形成了一個柱狀晶區(qū)。柱狀晶區(qū)金屬較致密，沿柱狀晶軸向強度很高，但近于平行的柱狀晶晶粒之間的徑向結合強度卻較低。柱狀晶區(qū)有明顯的各向異性。當對鑄錠進行塑性變形時住狀晶區(qū)易出現(xiàn)晶間開裂。當表層細晶區(qū)形成后，模壁的溫度也隨之升高，細晶區(qū)前面的液19另外，當不同方位上的柱狀晶區(qū)相遇時，會產生一個往狀晶區(qū)的交界。此處的雜質、氣泡、縮松等較多，成為鑄錠的脆弱結合面。當鑄錠接受塑性變形時此處也易開裂。因此，除塑性極好的一些有色金屬的鑄錠外，并不希望獲得柱狀晶區(qū)。在鑄造工藝上，常采用振動方法來破壞柱狀晶區(qū)的形成和長大，也常采用變質處理來阻礙柱狀晶長大，并促進中心等軸晶區(qū)的擴大來減少柱狀晶區(qū)。另外，避免金屬液過熱澆注也會防止柱狀晶區(qū)過大。另外，當不同方位上的柱狀晶區(qū)相遇時，會產生一個往狀晶區(qū)的20當柱狀晶向液相中生長到一定深度后，垂直于模壁方向的散熱優(yōu)熱將不再明顯。尤其是當已凝固區(qū)隨溫度下降而使體積收縮與模壁之間出現(xiàn)間隙時傳熱速度降低，剩余液相金屬的冷卻速度也會進一步降低，溫度梯度減小，趨于均勻冷卻，柱狀晶的生長將會變慢。此時剩余液體中也會有一些新晶粒的形成并長大。因無散熱優(yōu)勢方向，新晶粒將會長成等軸晶粒。又因剩余液體散熱慢，過冷度較小．產生的自發(fā)晶核數(shù)量有限，故晶粒長得較大(但若有非自發(fā)晶核存在，晶粒不會長得很大)。從而在相鄰柱狀晶區(qū)的鑄錠心部地區(qū)形成一個晶粒較粗的等軸晶區(qū)。由于此區(qū)是最后凝固的，因此，一些低熔點的雜質或合金元素可能偏多些，以及液體補充不足而出現(xiàn)中心偏析及疏松。當柱狀晶向液相中生長到一定深度后，垂直于模壁方向的散熱優(yōu)21但此晶區(qū)晶粒之間是犬牙交錯的結合在一起，當鑄錠受到塑性變形時不會象柱狀晶區(qū)那樣易產生沿晶界的開裂。對于鋼錠來說，一般是希望等軸晶區(qū)愈大愈好。綜上所述，鑄錠的鑄造組織是不均勻的，也比較粗大，且有許多鑄造缺陷存在。具體的鑄造組織是由合金的化學成分和澆注條件等因素來決定的。當化學成分一定時，澆注條件極為重要。通常情況下，提高澆注溫度、加快冷卻速度或采用定向冷卻散熱方法，并減少液體中產生非自發(fā)晶核等條件則有利于柱狀晶區(qū)的形成和擴展。相反，有利于等軸晶區(qū)的形成和擴展。甚至可以根據工作的需要，制成純柱狀晶鑄錠和純等軸晶鑄錠。但此晶區(qū)晶粒之間是犬牙交錯的結合在一起，當鑄錠受到塑性變22第二節(jié)合金結晶與二元合金相圖合金結晶的基本規(guī)律與純金屬的結晶基本相同，也是在一定過冷度下成核和長大來完成結晶的。但是，其結晶過程更復雜，得到的組織可以是單相或是多相，既可是純固溶體也可是化合物或兩相組成的機械混合物。而具體成分的合金顯微組織可能是其中的一個相或一個基本組織，也可能是多個相及基本組織的組合。而且在不同溫度下，同一化學成分合金的顯微組織也可能不同。對如此復雜的情況，只用冷卻曲線或語言簡單敘述是很不方便的。因此，出現(xiàn)了用相圖這種形式來表述合金的結晶及冷卻的相變狀況。第二節(jié)合金結晶與二元合金相圖合金結晶的基本規(guī)律與純金23相圖是在平衡態(tài)下測畫出來的。因此也稱合金的平衡狀態(tài)圖。相圖是表示在平衡狀態(tài)下合金的化學成分、相、組織與溫度的關系圖。由于受到幾何表述的限制，雖然合金系中的組元可以是多個，但是，只能測畫出二元合金的二元相圖和三元合金的三元相圖，三元以上的合金通常是不能直接用相圖來表述。即使三元合金的相圖也是很復雜的。本書只介紹二元合金相圖。相圖是在平衡態(tài)下測畫出來的。因此也稱合金的平衡狀態(tài)圖。相24一、二元合金相圖的測畫在每個二元合金系中都有無數(shù)個不同化學成分比例的合金。每一個具體成分合金都可以用熱分析法測定出它的冷卻曲線。將這些冷卻曲線上的相轉變點都轉畫到一個以溫度為縱軸，化學成分為橫軸的坐標中相對應的點上，則這些相變點所形成的各條曲線就構成了一個二元合金系的相圖。一、二元合金相圖的測畫在每個二元合金系中都有無數(shù)個不同化25實際上測畫一個合金系的相圖時，只需精確地測定這個合金系中一些有代表性的合金冷卻曲線。再在溫度——化學成分的坐標上將相同意義的相變點所對應的點用平滑曲線連接起來就了這個合金系的相圖。在相圖上將各個交點標出字符，將各個相區(qū)內填上相應的相或基本組織的代號就得到了一張完整的相圖了。下面以Ni-Cu二元合金為例，示意二元相圖的測畫方法，見圖3－6。實際上測畫一個合金系的相圖時，只需精確地測定這個合金系中26若某些相變點用熱分析法很難測準，可以采用X光衍射法、金相法、膨脹法等來測定核實。有些合金系的相圖就是一種典型的基本相圖。如：勻晶相圖、共晶相圖、包晶相圖等等。而更多的合金系的相圖是很復雜的。但也都是由這些基本相圖組合而成的。下面我們分別介紹一下常見的基本相圖。若某些相變點用熱分析法很難測準，可以采用X光衍射法、金相27二、二元合金相圖基本類型及合金的結晶過程(一)勻晶相圖——產生單一固溶體相的合金相圖對于合金組元在液相和固相下均能無限互溶，結晶時只結晶出單相固溶體組織，這種合金系的相圖就是典型的勾晶相圖。如：An－As、Ni－Cu、Fe－Cr、W－Mo等二元合金系的相圖。都是勻晶相圖。二、二元合金相圖基本類型及合金的結晶過程(一)勻晶相圖——產281．勻晶相圖分析及合金的結晶過程以Cu－Ni合金為例，見圖3－7，圖中A點是純銅的熔點(1083C)；B點是純鎳的熔點(1452C)；AL3L2L1B曲線是液相開始結晶的溫度線，稱為液相線，在其線以上的區(qū)域合金系全部是呈液相L狀態(tài)，稱為液相區(qū)。A321B曲線是液相全部結晶結束的溫度線，稱為固相線；在其線以下的區(qū)域合金系全部結晶成同一種均勻的固溶體相，此區(qū)稱為固相區(qū)。在液相線與團相線圍成的區(qū)域內是液相與團相共存的區(qū)域(L十)，稱為兩相區(qū)。

1．勻晶相圖分析及合金的結晶過程以Cu－Ni合金為例，見29銅與鎳兩組元組成的二元合金在固態(tài)下是無限固溶的，所以，任何成分比例都結晶成單相固溶體。由液相直接結晶成單相固溶體的結晶轉變稱為勻晶轉變。在Cu－Ni合金系中，除純Cu和純Ni的結晶是純金屬的結晶，其結晶溫度是一個點之外，其它任一個合金的結晶都是在一個相應的溫度區(qū)間內完成結晶的。雖然溫度區(qū)間的大小和溫度的高低不同，但結晶規(guī)律是相同的。下面以Ni質量分數(shù)為20%開的Cu-Ni合金為例闡述其結晶過程。銅與鎳兩組元組成的二元合金在固態(tài)下是無限固溶的，所以，任30從圖3－7上可見，WNi=20%的合金化學成分垂線與液相線相交于L1，與固相線相交于3當該合金由液相緩慢冷卻(平衡狀態(tài))至t1溫度時，由液相中開始結晶出相。隨著溫度的不斷降低相比例不斷增加，剩余液相的比例不斷減少直至到t3溫度，液相L全部結晶成以相。在溫度由t1降到t3的結晶轉變過程中，不僅L與兩相所占的比例不斷變化，而且L和兩相的化學成分，通過原子擴散也不斷地變化。在t1時，結晶出來的相的化學成分為幾點所對應的成分(含Ni高于合金成分)，剩余液相的化學成分為L1點所對應的成分。

從圖3－7上可見，WNi=20%的合金化學成分垂線與液相線31在t1、t3溫度時相的化學成分分別為2，3點對應的成分。而剩余液相的化學成分分別為L2、L3點對應的成分。這就是說，在不同溫度下剛剛結晶出來的固相的化學成分是不相同的，其變化規(guī)律是沿著固相線變化。與此同時剩余液相的化學成分也相應地沿著液相線變化。但是，由于冷卻速度很慢(平衡態(tài))，又處在足夠高的溫度下，所以，當結晶結束時，無論是先結晶的目相，還是后結晶出來的相，其化學成分都將通過原子足夠長時間的擴散而趨平均勻相同。并且相的晶粒通常都是不規(guī)則的多面體狀，稱等軸晶粒。

在t1、t3溫度時相的化學成分分別為2，3點對應的322.枝晶偏析由前述可知不同溫度下結晶出來的相成分是不同的，溫度高時結晶出來的相含熔點高的鎳元素多，溫度低時結晶的相含鎳少。由于在實際生產中冷卻速度較快(不能保證平衡態(tài))，原子擴散遷移滯后于結晶，相化學成分的均勻性得不到保證。這時就會出現(xiàn)在一個晶粒內，各處成分的不均勻現(xiàn)象。稱為晶內偏析。因為相是以枝晶方式結晶，先形成的主干和后形成的支干就會有化學成分之差，所以也稱枝晶偏析，見圖3－8。2.枝晶偏析由前述可知不同溫度下結晶出來的相成分是不33在CuNi合金枝晶偏析中，白色區(qū)域是先結晶的部分，鎳的質量分數(shù)高于合金成分，黑色區(qū)域是后結晶的部分，銅的質量分數(shù)高于合金成分。枝晶偏析會降低合金的力學性能(尤其是塑性和韌性)和工藝性能。對于有枝晶偏析的鑄錠和鑄件可采用在低于固相線100C～200C的溫度下進行較長時間的加熱，通過原子的相互擴散而使成分趨于均勻，消除枝晶偏析。這種熱處理方法稱為均勻化退火，也稱擴散退火。在CuNi合金枝晶偏析中，白色區(qū)域是先結晶的部分，鎳的質量343.杠桿定律在相圖的兩相區(qū)中，隨著溫度的變化兩個相的化學成分和兩相的相對含量都在變化。兩個相的化學成分變化是沿著其相應的相線變化。在給定的溫度下，作一條平行于橫軸的直線，與相應的相線交點所對應的化學成分就是相應相的化學成分。但是。在一定溫度下兩個相的相對含量如何確定呢？相的相對含量可用杠桿定律來確定。見圖3－9。

3.杠桿定律在相圖的兩相區(qū)中，隨著溫度的變化兩個相的35值得說明的是杠桿定律雖然是從勻晶相圖上的液固兩相區(qū)推導出來的，但它們可以適用于任何二元相圖的任何一個兩相區(qū)中相的相對質量百分數(shù)的計算。固態(tài)相變的兩相區(qū)也適用。值得說明的是杠桿定律雖然是從勻晶相圖上的液固兩相區(qū)推導36(二)共晶相圖—具有兩相機械混合物的合金相圖在二元合金系中，組元在液相無限互溶，在固相有限互溶，并且在結晶過程中，以共晶轉變?yōu)橹鞯南鄨D就是共晶相圖。如AI－Si、Pb－－Sb、Pb－Sn、Ag－Cu等合金系在結晶時都是以共晶轉變?yōu)橹?。這些合金系的相圖都是比較典型的共晶相圖。所謂的共晶轉變是指令全系中某一定化學成分的合金在一定的溫度下(恒溫)，同時由液相中結晶出兩種不同成分和不同晶體結構的固相。同時結晶出來的兩種固相機械的混合在一起，形成有固定化學成分的基本組織，被統(tǒng)稱為共晶體。(二)共晶相圖—具有兩相機械混合物的合金相圖在二元合371．相圖分析以Pb－Sn合金系為例，見圖3－10。Pb－Sn相圖是以共晶型轉變?yōu)橹饕Y晶方式的相圖，在靠近組元兩端各有一個有限固溶的勻晶型結晶區(qū)域。Pb與Sn都能形成有限固溶體。其中以Pb為溶劑，Sn為溶質形成α固溶體。Sn在Pb中最大溶解度為F點，其錫的質量分數(shù)WSn為19%，而以Sn為溶劑Pb為溶質則形成β固溶體。Pb在Sn中最大溶解度為G點，其鉛的質量分數(shù)WPb為2.5%。固溶體α與β的液相線相交于E點。E點被稱為共晶點。即在183℃，當化學成分中Sn的質量分數(shù)為61.9%時則發(fā)生共晶轉變。共晶轉變的兩相機械混合物，稱為共晶體，是一種有固定化學成分(WSn=61.9%)的基本組織。1．相圖分析以Pb－Sn合金系為例，見圖3－10。Pb－Sn38

A點為Pb的熔點(327.5oC)，B點是Sn的熔點(231.9oC)，AEB線是液相線，AFEGB線是固相線，直線段FEG是共晶線，溫度是183oC。此線所對應的合金，除E點成分的液相全部發(fā)生共晶轉變外，其它成分的合金也有部分液體在183oC時發(fā)生共晶轉變。因為它們先結晶出固溶體α或β后，剩余液體的化學成分隨溫度下降，沿液相線變化，當?shù)?83oC時，剩余液體的化學成分也都達到共晶轉變的成分(E點的成分)，于是剩余液體發(fā)生共晶轉變成共晶體。FC是α固溶體溶解度隨溫度變化曲線，即Sn在Pb中溶解度變化曲線，稱α固溶體溶解度曲線。GD是β固溶體溶解度線。在Pb－Sn相圖中，單相區(qū)有三個，它們是L、α、β；兩相區(qū)也有三個L十α，L十β，α十β；三相共存區(qū)有一個，即共晶線FEG。在共晶轉變過程中L、α、β三相可以同時存在。

A點為Pb的熔點(327.5oC)，B點是Sn的熔392.典型合金的結晶過程對于具有共晶相圖的合金系，根據其結晶的特點不同，可分為三種類型合金：對應共晶成分的合金稱共晶合金；化學成分低于或高于共晶成分的分別稱亞共晶合金或過共晶合金；沒有共晶轉變而只有固溶體勻晶轉變的合金稱固溶體合金。在Pb－Sn合金系中，WSn=61%．是共晶合金；WSn＜19%是固溶體合金；WSn＞9%是β固溶體合金；WSn＞19%見是亞共晶合金；61.9%＜WSn<97.5%是過共晶合金。在圖3-10中合金M(WSn=61.5%)、合金K(WSn＝28%)、合金y(WSn=12%)，分別代表著共晶合金、亞共晶合金、固溶體合金。這三種典型合金的結晶過程，見圖3－11。

2.典型合金的結晶過程對于具有共晶相圖的合金系，根據其40當液相(L)冷卻到液相線時(S1)，開始由液相中成核結晶出固溶體相。當冷到固溶線時(S3)，液相全部結晶成固溶體，這與前述的勻晶轉變是相同的。當固溶體冷到溶解度線時(S4)，由于Sn在Pb中溶解度的下降，開始以β固溶體形式析出多余的Sn，此時析出的β由于不是直接從液相中結晶出來的，稱為二次固溶體。盡管其化學成分和晶格結構與直接從液相中結晶出來的β相在同樣溫度下是完全一樣的，但其形態(tài)和分布有所不同，對材料性能影響也有所不同，故加以下標Ⅱ以示區(qū)別。一直冷到室溫下，合金N的顯微組織是十βⅡ，βⅡ的相對含量隨固溶體合金成分中錫的質量分數(shù)減少而減少。當WSn

2%(C點)時，βⅡ的含量為零。即Sn含量不大于C點的固溶體合金，室溫時的顯微組織是單相固溶體。對以Sn為溶劑Pb為溶質的β固溶體合金，其結晶冷卻過程與固溶體合金的相似。其室溫組織為β十Ⅱ。(1)固溶體合金N的結晶過程當液相(L)冷卻到液相線時(S1)，開始由液相中成核結晶41當合金成分為M的合金冷卻到液相線E點時發(fā)生共晶轉變。同時結晶出來的F和βG兩相機械混合在一起成為共晶體。當溫度低于183C直到室溫，共晶體中兩個固溶體相分別析出β十Ⅱ，并與共晶體中原來的相和β相混合在一起，仍保持一個有M成分的共晶體整體，只是共晶體內的相和β相的化學成分降到室溫時的溶解度成分。室溫時固溶體可不用角標來表明成分含量。所以共晶合金的室溫組織可寫成(十β)。(2)共晶合金M的結晶過程:當合金成分為M的合金冷卻到液相線E點時發(fā)生共晶轉變。42當K合金冷卻到液相線時(S2)，開始由液相中結晶處α固溶體，記為α1；稱為一次固溶體。在冷到固相線之前是兩相共存，只是α1的相對含量不斷增加，L剩不斷減少，并且L剩中的Sn質量分數(shù)沿液相線不斷增加。當剩余液相冷到固相線(183C)時，其Sn質量分數(shù)達到E點的成分。這時剩余的液相將全部發(fā)生共晶轉變成為共晶體。這時合金K的液相已全部結晶完了。其顯微組織是。α1十(αF十βG)E。當溫度降到183C以下直至室溫時，固溶體α1按固溶體合金冷卻規(guī)律冷卻。而共晶體按共晶合金的冷卻規(guī)律冷卻。所以，亞共晶合金在室溫時顯微組織是α十βⅡ+(a十β)。對于過共晶合金的結晶冷卻過程與亞共晶合金的結晶冷卻過程是相似的。過共晶合金在室溫下的顯微組織是β十Ⅱ+(a十β)。(3)亞共晶合金K的結晶過程：當K合金冷卻到液相線時(S2)，開始由液相中結晶處43在合金的顯微組織中，基本相被稱為合金的相組成物。如：Pb－Sn合金中的和β兩種固溶體。而由基本相組成的單相組織和共晶體等基本組織被稱為合金的組織組成物。如：Pb－Sn合金中的亞共晶合金的組織組成物是、βⅡ、(＋β)。而過共晶合金的組織組成物是β、Ⅱ、(十β)。共晶合金的組織組成物是（＋β)。固溶體合金的組織組成物β＋Ⅱ或＋β。在相圖中除按相組成物標明相區(qū)外，還可以用組織組成物來標明各相區(qū)。在顯微鏡下可以看到合金的組織組成物。有相同相組成物的合金可以有不同的組織組成物。其性能也各不相同。在Pb－Sn合金系中，共晶合金、亞（或過）共晶合金中均有相同相組成物、β。但卻有不同的組織組成物（如前所述），因而性能也各異。在合金的顯微組織中，基本相被稱為合金的相組成物。如：Pb－S443.體積質量偏析在共晶合金系中，亞、過共晶合金結晶時，先結晶出來先共晶相(如：Pb－Sn合金中

Ⅰ或βⅠ相)其體積質量與剩余液相不同。如果冷卻速度很慢，就可能出現(xiàn)先共晶相的上浮或下浮，而使整個鑄件上部與下部化學成分不同。這種由于體積質量的原因而引起的鑄件成分偏析稱為體積質量偏析。這種偏析不同于前述的枝晶(晶內)偏析。其偏析不是在一個晶粒之內，而是在一個鑄件的宏觀部位上出現(xiàn)偏析。兩組元體積質量差別愈大，引起體積質量偏折愈嚴重。合金成分不同，結晶溫度區(qū)間(液固相線間距離)）也不同，溫度區(qū)間愈大的合金，固液兩相共存的時間也愈長，得到上浮或下浮的時間也愈長，體積質量偏析也愈嚴重。冷卻速度愈慢也會造成同樣效果。3.體積質量偏析45嚴重體積質量偏析的鑄件各處的化學成分、顯微組織不同，造成力學性能各處也各異。這會降低鑄件的使用壽命。我們不希望產生嚴重的體積質量偏析。體積質量偏析一旦產生，用熱處理方法也不能消除。所以，多在選用合金化學成分上和合金結晶時采取各種工藝措施來盡量減少這種偏析。如：盡量選用靠近共晶點成分的合金以減小結晶溫度區(qū)間；結晶時冷卻速度盡量快些，澆注時注意攪拌以破壞先共晶相的上浮或下沉等等工藝措施都是有效的。嚴重體積質量偏析的鑄件各處的化學成分、顯微組織不同，造46(三)包晶相圖——具有液固兩相共同轉變成為另一固相的合金相圖兩組元在液相無限互溶，在固相下有限固溶，并在合金結晶時以包晶轉變?yōu)橹鞯暮辖鹣鄨D稱包晶相圖。所謂包晶轉變是指在一定溫度下，由一定成分的固相和一定成分的液相相互作用產生一種新固相的結晶轉變。包晶轉變也是常見的一種合金結晶方式。具有包晶轉變的合金系有Ag－Sn、Ag－Pt、Cu－Zn、Cu－Sn等。下面以Pt－Ag合金為例介紹包晶相圖，見圖3－12。(三)包晶相圖——具有液固兩相共同轉變成為另一固相的合金相圖471.

相圖的分析（1）主要相變點：A點為Pt的熔點1772C；B點為Ag的熔點962C；D點為包晶轉變點(1186C，WAg＝42.4%)；C點為包晶轉變液相成分點(1186C，WAg＝66.3%)；P點為Ag在Pt中最大溶解度點(1186C，WAg＝10.5%)。（2）主要相變線：ACB為液相線、APDB為固相線、PE和DF分別是Ag在Pt中和Pt在Ag中的溶解度曲線、PDC是包晶轉變線。（3）相區(qū)：單相區(qū)L、α、β；兩相區(qū)L十α、L＋β、β十α；三相共存區(qū)是PDC線，它是L、α、β三相共存區(qū)。1.

相圖的分析（1）主要相變點：A點為Pt的熔點17482．典型合金的結晶過程以合金?、??、???為例

合金?：這是具有包晶轉變成分的合金。這種合金結晶過程見圖3－13a。當溫度降到1～D之間從液相中結晶出Ag的質量分數(shù)較低的一次α固溶體相。隨溫度下降α相含量增加，剩余液相減少。并且α相的銀的質量分數(shù)沿AP線變化（Ag的質量分數(shù)逐漸增加，但始終低于合金I的銀的質量分數(shù)），而剩余的液相Ag的質量分數(shù)沿AC線變化（Ag的質量分數(shù)也逐漸增加，高于合金?銀的質量分數(shù)）。當降到1186C的D點時α相銀的質量分數(shù)為10.5%，剩余液相銀的質量分數(shù)為66.3%。而兩相相對含量也可用杠桿定律求出：QL=(42.4-10.5)／(66.3-10.5)=57%，Qα＝43%。這時發(fā)生包晶轉變。合金?就轉變成單相固溶體β。這個轉變過程需要Ag、Pt原子進行必要的擴散才能完成。當溫度進一步下降，β固溶體的溶解度也下降，于是將多余的Pt元素以αⅡ形式析出來。所以合金?在室溫下的顯微組織是：在β固溶體相的基體上彌散地分布著粒狀α固溶體相。2．典型合金的結晶過程以合金?、??、???為例合金49

合金II：結晶冷卻過程見圖3－13b。當溫度降到1～2點之間其結晶情況同合金I。但是，這時的剩余液相的含量QL高于57%。根據前述計算可知，只能有57%液相與α相發(fā)生包晶轉變成β相。也即在包晶轉變完了，仍有部分剩余的液相，這部分液相在2～3點之間以勻晶轉變形式也結晶成β相。所以在3～4點之間合金II是單相β固溶體組織。在點4至室溫時，由于β固溶體對Pt溶解度的下降，將析出αⅡ相。所以，合金II在室溫下的組織也是在β固溶體相的基體上彌散分布著粒狀αⅡ相。合金II：結晶冷卻過程見圖3－13b。當溫度降到1～50

合金III：結晶冷卻示意圖見圖3－13c。當溫度降到1～2點之間，結晶情況同合金I。是由一次固溶體α1與剩余的液相L組成的組織。當溫度降到1186C時(2點)，αI的成分變成P點成分為αP，剩余的液相變成C點的成分LC。則發(fā)生包晶轉變。但是。由于α相的相對含量Qα大于包晶時所需的43%，所以，包晶轉變后仍有剩余的α相。于是包晶轉變后合金III的組織是α十β的雙相組織。而且α相被β包圍著。這不同于前兩種合金。當合金III由1186C降到室溫時，因α和β固溶體的溶解度下降則分別析出βⅡ和αⅡ。所以，室溫時合金III的組織是α十βⅡ十αⅡ十β合金III：結晶冷卻示意圖見圖3－13c。當溫度降到1513.包晶偏析在包晶轉變過程中，由液相結晶的初生固相被包晶轉變新生成相β所包圍。見圖3－13a中包晶轉變開始示意圖。當β相繼續(xù)長大時要同時消耗相和液相。因為、β、L三相的Ag的質量分數(shù)是不相同的，要轉變必須有Ag、Pt原子的擴散。在β相長大時富Ag的液相，需將Ag原子通過β相擴散到貧Ag的相中，而富Pt的相也需將Pt原子通過β相擴散到貧Pt的液相中。這種較大直徑的原子通過固相的擴散速度是較小的。所以，包晶轉變是很慢的。在實際生產中由于冷卻速度不可能非常慢，因此，也會產生成分的偏析。這種由于包晶轉變不能充分完成而產生的化學成分不均勻的現(xiàn)象稱為包晶偏析。包晶偏析可通過擴散退火得到減輕或消除。3.包晶偏析在包晶轉變過程中，由液相結晶的初生52（四）其它相圖前述的勻晶相圖、共晶相圖、包晶相圖是合金結晶中最基本的三種二元合金相圖。除此之外，還有一些結晶類型的相圖：偏晶相圖(如Cu－Pb系)、形成穩(wěn)定化合物的相圖(如Mg－Si系)、生成不穩(wěn)定化合物的相圖(如K－Na系)等。另外，合金組元如果具有同素異構性，則合金結晶結束后冷到某溫度又會發(fā)生由一個固相共析轉變成另兩個固相混合物的共析相圖以及兩個固相在一定溫度下包析轉變成一個固相包析相圖等。而更多的合金系其相圖是由多種基本相圖組合而成的復雜相圖。如：Fe－C合金相圖就是一個復雜相圖。它是鋼鐵材料的基礎。我們將在第五章中作詳細介紹。（四）其它相圖前述的勻晶相圖、共晶相圖、包晶相圖是合53第三節(jié)合金的性能與相圖的關系

合金的性能取決于合金的化學成分和它的顯微組織。而相圖就是一個合金系中各個合金的顯微組織隨溫度變化的規(guī)律圖。因此，知道了一個合金系的相圖，就可以根據相圖推斷出各個合金的使用性能和工藝性能的變化規(guī)律。下面按合金結晶的類型分別加以敘述。第三節(jié)合金的性能與相圖的關系

合金的性能取決于合金54一、勻晶轉變成單相固溶體的合金系固溶體合金的性能主要取決于組元的性質及溶質元素的濃度。溶質元素濃度愈高引起晶格畸變愈大，則合金的強度、硬度、電阻率愈高、電阻溫度系數(shù)愈小，見圖3－14。固溶體合金仍能保持足夠高的塑性和韌性。即有一定程度的綜合力學性能。但其所能達到的強度、硬度有限。由于塑性好，所以它具有良好的壓力加工性能，但是切削加工性能差。主要表現(xiàn)在加工表面粗糙度值大，鑄造工藝性也差些。固溶體合金成分與鑄造工藝性的關系，見圖3－15。從圖上可見隨著溶質濃度的增加，結晶的溫度區(qū)間也增加（即液固相線距離增加），枝晶偏析傾向增加、合金熔液流動性下降、集中縮孔減小而分散縮孔增加。所以，固溶體合金易產生冷隔、澆不足、疏松、鑄造裂紋等鑄造缺陷。因此固溶體合金不適宜作鑄件使用，而適宜作鑄錠然后軋制成材使用。一、勻晶轉變成單相固溶體的合金系固溶體合金55二、包晶和共晶轉變的合全系以這兩種方式結晶的合金都會產生兩相的混合物。其強度、硬度、電阻率等使用性能與化學成分的關系一般是直線變化，見圖3－16。對于共晶合金系在共晶區(qū)附近的性能除與共晶體中相的種類性質有關外還與相的形態(tài)（細密程度）有關，愈細強度等性能愈高（見圖上虛線所示）。共晶合金系的壓力加工工藝較差，但切削工藝性好，其鑄造性能與具體合金組織中共晶體所占的比例有關。共晶體愈多鑄造工藝性愈好，共晶成分的合金鑄造工藝性最好，見圖3－17。所以，在通常的情況下鑄件都是盡量選用近于共晶成分的合金。二、包晶和共晶轉變的合全系以這兩種方式結晶的合金都會56三、能形成金屬化合物的合金系當組元之間相互作用能生成一些穩(wěn)定化合物的合金，會有較高的強度和硬度及某些特殊的物理化學性能。但塑性和韌性會下降，加工工藝性差。純化合物材料及化合物含量太多的合金不能直接作為結構材料來使用?？梢灾瞥煞勰Ｈ缓笤偻ㄟ^燒結方法制成具有特殊性能的零件。如：切削刀具的硬質合金及耐高溫、耐磨損的金屬陶瓷零件等。當然，若是選用的合金成分使合金中化合物含量適量，并細化它，使它彌散分布在固溶體相的基體上，會起到第二相彌散強化作用。例如：對鋼中的Fe3C等化合物的形態(tài)和分布的控制與利用就是這個目的。在圖3-18中，a圖示有固定化學成分的化合物AmBn的情況。B圖示化合物的化學成分可在一定成分范圍內變化的情況。即有以化合物為基的固溶體的情況返回三、能形成金屬化合物的合金系當組元之間相互作用能生成一些穩(wěn)定57冷卻曲線返回冷卻曲線返回58金屬結晶過程返回金屬結晶過程返回59枝晶長大過程返回枝晶長大過程返回60晶粒與力學性能關系返回晶粒與力學性能關系返回61成長率和長大率與力學性能關系返回成長率和長大率與力學性能關系返回62三種類型晶粒形態(tài)返回三種類型晶粒形態(tài)返回63相圖測畫示意圖返回相圖測畫示意圖返回64返回返回65返回返回66返回QL=(Xα-X)／(Xα-XL)Qα=(X-XL)／(Xα-XL)

返回QL=(Xα-X)／(Xα-XL)67返回返回68返回返回69返回返回70返回a返回b返回c返回a返回b返回c71返回返回72返回返回73返回返回74返回返回75返回返回76金屬的結晶要點課件77第三章金屬的結晶與二元金相圖金屬材料的獲得一般都是要經過對礦產原料的熔煉、除渣、澆鑄等作業(yè)后，再凝固成鑄錠或細粉。并通過各種熱加工和冷加工獲取成材或制件。由液態(tài)冷凝成固態(tài)是一個重要環(huán)節(jié)。金屬材料通常都是多晶體材料，所以金屬由液態(tài)冷凝成固態(tài)的過程也是一種結晶過程。所謂結晶就是指晶體材料的凝固。結晶之后得到的金屬材料顯微組織稱為鑄態(tài)組織。鑄態(tài)的顯微組織決定著鑄態(tài)材料的使用性能和加工工藝性能。掌握結晶規(guī)律可以幫助我們有效地控制金屬的凝固條件，從而獲得性能優(yōu)良的金屬材料。第三章金屬的結晶與二元金相圖金屬材料的獲得一78第一節(jié)金屬結晶的基礎知識液態(tài)金屬的冷卻過程可以用熱分析法測出的冷卻曲線(溫度-時間關系曲線)來表述，見圖3-1。從曲線上可以明顯地見到結晶開始和結晶結束的溫度。對于純金屬在結晶過程中保持恒溫。也就是說純金屬的結晶溫度為某一溫度值。但是，對一個合金系來說，除個別成分的合金同純金屬一樣有一個結晶溫度之外，多數(shù)合金的結晶開始溫度與結束溫度是兩個溫度值。即結晶溫度是一個溫度區(qū)間。而這個溫度區(qū)間的大小與合金的化學成分比有直接的關系。在測定冷卻曲線時，人們發(fā)現(xiàn)，液態(tài)金屬的冷卻速度會影響結晶的開始和結束溫度。當冷卻速度非常慢(平衡態(tài)冷卻速度)時，對于成分一定的金屬都有一個固定的結晶溫度或結晶溫度區(qū)間。當冷卻速度時增大時，則結晶溫度或結晶溫度區(qū)間通常都要下降，而且下降的量隨冷卻速度加大而增加。一、結晶的溫度與過冷現(xiàn)象第一節(jié)金屬結晶的基礎知識液態(tài)金屬的冷卻過程可以79在圖3-1中虛線是以平衡狀態(tài)的冷卻速度(Vm)冷卻(冷速極慢)的金屬冷卻曲線。實線是在某一實際冷卻速度(V1)冷卻的金屬冷卻曲線。V1〉Vm。圖中T1是純金屬在冷速V1是的實際結晶溫度。Tms、Tmf分別是合金在平衡狀態(tài)下的結晶開始溫度和結晶結束溫度。T1s、T1f分別是V1冷速下合金的實際結晶開始溫度和結晶結束溫度。理論結晶溫度與實際結晶溫度之差成為過冷度(△T)。對于純金屬其過冷度△T=Tm-T1。金屬的結晶都是在達到一定過冷度后才進行的，這中現(xiàn)象稱過冷現(xiàn)象。金屬結晶中的過冷度大小主要取決于金屬液的冷卻速度和金屬液中雜質的含量。冷速愈大，金屬純度愈高，過冷度也愈大。在圖3-1中虛線是以平衡狀態(tài)的冷卻速度(Vm)冷卻(冷速極慢80

純金屬結晶是在恒溫下完成的。即冷卻曲線中有一個平臺。這是因為純金屬結晶會釋放出“潛熱”。而著潛熱剛好彌補了金屬液再冷卻過程中向周圍環(huán)境散發(fā)的熱量。從而使結晶過程處于一個溫度的動平衡狀態(tài)。(實際上，對于純金屬其冷卻曲線出現(xiàn)平臺之前，還有一個相應的過冷現(xiàn)象，它為開始結晶提供足夠的動力。一旦結晶開始釋放潛熱，溫度才回升到結晶溫度平臺上)。當結晶結束，潛熱釋放也就結束，凝固了的金屬隨著向環(huán)境不斷散熱，溫度又逐漸下降。對于合金(除固定成分外)，在結晶過程雖然也釋放潛熱，但達不到溫度的平衡，僅能使結晶過程中冷速變慢，并不出現(xiàn)溫度平臺。即結晶過程不是在恒溫下進行，而是在一個溫度區(qū)間中完成。純金屬結晶是在恒溫下完成的。即冷卻曲線中有一個平臺。這是因81液態(tài)金屬冷卻到結晶開始溫度為什么會出現(xiàn)液態(tài)固相的轉變呢？這是有物質自由能狀態(tài)函數(shù)決定的。達到了結晶開始溫度，同種化學成分金屬其固態(tài)的自由能就開始低于液態(tài)的，由于物質在通常條件下都是自動朝自由能低的方向轉變，而且這個自由能差愈大，其轉變也愈快?？梢娮杂赡懿钍且汗剔D變的推動力。也就是說自由能是金屬結晶的動力學條件。而自由能差是液固轉變的推動力。而自由能差的大小又取決于過冷度的大小。顯然，過冷度也就是金屬結晶的動力學條件。金屬的結晶過程是原子由不規(guī)則排列向規(guī)則排列的變化過程。這是需要原子進行遷移和擴散。一定的結晶溫度就可以保證原子必要的運動、保證足夠的擴散能力。足夠的溫度是完成結晶過程的熱力學條件。液態(tài)金屬冷卻到結晶開始溫度為什么會出現(xiàn)液態(tài)固相的轉變呢？82

只有當動力學條件與熱力學條件都得到保證金屬就會順利的結晶。兩者缺一不可。例如：只有熱力學條件而沒有動力學條件金屬不能凝固結晶；若只有動力學條件而沒有熱力學條件金屬雖然可以凝固但不能結晶。若金屬液的冷卻速度非常大，使過冷度極大，原子來不及擴散就會出現(xiàn)非晶金屬。目前，在工業(yè)上已據此制造出了非晶金屬微粉和箔。

只有當動力學條件與熱力學條件都得到保證金屬就會順利的結晶83二．金屬的結晶(一)金屬結晶的一般過程小體積的液態(tài)金屬其結晶過程，見圖3-2。當液態(tài)金屬的溫度降到一定的過冷度之后，在液態(tài)金屬中就開始出現(xiàn)一些極細小的固相小晶體，這就是晶核。晶核不斷地從周圍的液態(tài)金屬中吸附原子使之不斷長大。在一些晶核長大的同時，還會有新的晶核不斷產生和長大，直到全部液態(tài)金屬都凝固。每一個晶核都長大成為一個晶粒。最后便形成了有許多晶粒組成的金屬多晶體。這些晶粒有不規(guī)則的外形、晶格位向也各異?？梢姡饘俳Y晶的過程包括成核和長大兩個基本過程，而且，這兩個過程同時進行。二．金屬的結晶(一)金屬結晶的一般過程84(二)晶核的形成晶核的形成分為均勻(自發(fā))成核和非均勻成核。在均勻的液態(tài)母相中自發(fā)地形成新相晶核的過程叫均勻成核，也成自發(fā)成核。在液態(tài)母相隨時都存在著瞬時近程有序的原子集團(即結構起伏)。這種原子集團在沒有降到結晶溫度之下時是不穩(wěn)定的，時生時溶。而當有了一定的過冷度時，某些進程有序原子集團的尺寸一旦不小于該溫度下的臨界晶核尺寸就會穩(wěn)定下來,成為新生固相的晶核。臨界晶核尺寸是隨著過冷度減小而增大的。若過冷度為零，則臨界晶核尺寸為無窮大，即不能自發(fā)成核。相反，過冷度愈大，自發(fā)成核的臨界晶核尺寸愈小。也就是說，隨著過冷度的增加液相中自發(fā)成核所需的近程有序原子集團的尺寸也愈小。這意味著過冷度愈大愈易自發(fā)形成晶核。(二)晶核的形成晶核的形成分為均勻(自發(fā))成核和非均勻成85在實際金屬熔液中總是存在某些未溶的雜質粒子，這些固態(tài)離子表面及鑄型壁等現(xiàn)成的界面都會成為液態(tài)金屬結晶時的自然晶核。凡是依附于母相中某些現(xiàn)成界面而成核的過程都稱為非均勻成核(非自發(fā)成核)。非均勻成核所需的過冷度比均勻成核的小的多。現(xiàn)成界面的狀態(tài)(表面能、浸潤角、曲率半徑、晶格位向等)影響著非均勻成核的能力。均勻成核與非均勻成核在金屬結晶中是同時存在的。非均勻成核在實際生產中比均勻成核更重要。母相在給定的條件下產生晶核的能力可用成核率(N)來表示。成核率是指在單位時間和單位體積內所形成的晶核數(shù)目。成核率愈大，結晶后晶體中的晶粒愈細小。

在實際金屬熔液中總是存在某些未溶的雜質粒子，這些固態(tài)離子86(三)晶核的長大晶核長大的實質就是晶核的固體界面向母相內不斷的推進。所需的原子由母相不斷地提供，通過原子本身的遷移和擴散來完成。晶核長大的能力可用晶核長大線速度G來表示，簡稱為長大率。長大率是指單位時間晶核界面向母相中推進的距離。在結晶這種液固相變中，母相指的就是液相。在以后將要講的固態(tài)相變中母相是指原來的相。(三)晶核的長大晶核長大的實質就是晶核的固體界面向母相87晶核長大的方式的分類(兩類)另一類是絕大多數(shù)的純金屬及合金都是以樹枝狀的枝晶形式長大。枝晶長大是金屬結晶的普遍方式。這是由于金屬結晶時液態(tài)母相都是處于過冷狀態(tài)，具有負的溫度梯度。一類是非金屬晶體、少量純金屬和金屬化合物(如：Si、Ge、Sb、CuAl2、Cu2Sb等)是以“生長臺階”形式長大。晶核長大的方式的分類(兩類)另一類是絕大多數(shù)的純金屬及合金都88液態(tài)晶核長大過程中晶核上的凸出部分(如：棱、尖角)都具有散熱優(yōu)勢，將優(yōu)先長大，形成象樹枝生長一樣，先長出干枝稱為一次晶軸。在一次晶軸變粗變長的同時，在其側面的凸出部位或晶體缺陷部位又會長出分枝稱為二次晶軸，隨著時間的推移，二次晶軸的見的空隙也都被填滿。最后每個晶核都長大，形成一個是樹枝狀的晶?！?，如圖3-3。金屬晶體就是有這些晶粒組成。因為金屬是不透明的，且晶粒又很小，所以平常難以用眼睛直接看到枝晶。但是，在某些特殊的情況下也是可以看到的。如鍍鋅鋼板表面上的鋅晶?；y以及水結晶成雪花等都是枝晶生長的可見實例。液態(tài)晶核長大過程中晶核上的凸出部分(如：棱、尖角)都具89(四)金屬結晶后的晶粒大小晶粒的大小通常是指以晶粒度來表示。而晶粒度又是以單位界面內晶粒數(shù)目的多少來劃分和標定的。通常是晶粒愈小材料強度、塑性愈好。純鐵的晶粒大小與力學性能的關系見3-1。通過細化晶粒而使金屬材料力學性能提高的方法稱為細晶強化。晶粒大小對材料的物理化學性能也有明顯的影響。如：硅鋼片中晶粒愈大磁滯損耗愈少耐蝕不銹鋼中晶粒愈大耐腐蝕性愈好?？梢姡凑詹牧系牟煌猛竞头N類應合理的控制其晶粒大小。這就需要我們了解一些金屬結晶時影響晶粒大小的因素。(四)金屬結晶后的晶粒大小晶粒的大小通常是指以晶粒度來表示90金屬結晶時的成核率N和長大率G與結晶后的晶粒大小有密切關系。而成核率與長大率又與過冷度有直接關系，見圖3-4。從圖上可見，隨過冷度的增加，N與G均增加，但成核率N的增加速度更快些。單位面積內的晶粒數(shù)Zs與成核率和長大率G有如下的經驗關系式Zs=1.1√N/G顯然，加大過冷度會使Zs增加，即增加過冷度會使結晶后的晶粒變小。結晶時的過冷度主要取決與液體的冷卻速度，因此，結晶時冷卻速度越大，得到的晶粒也越小。金屬結晶時的成核率N和長大率G與結晶后的晶粒大小有密切關系。91從公式中，可以看出，凡是能使成核率N增加和使長大率G減小的因素都能促進晶粒細化。增加冷卻速度可以細化晶粒，但是，同時使結晶時的鑄造應力增加。另外，對于大體積的鑄錠與鑄件提高冷速是困難的。團此，在實際鑄造生產中往往采用“變質處理”，即在澆注之前向金屬液中加入某些物質(變質劑)來促進晶粒細化。變質劑主要有兩大類型。其一是，變質劑作為非均勻成核的晶核(人工晶核)，從而通過增加成核率來細化晶粒。如：向鋼中加Ti、Zr、B、Al；向鑄鐵中加St、Ca等。另一是，變質劑作為長大率的阻礙物，通過降低長大速度來細化晶粒。如：在鋁硅合金中加入一些鈉鹽的變質處理就是通過鈉來降低硅的長大速度來細化硅的晶粒。在生產工藝中，有時還采用振動的手段造成枝晶碎斷，則各個枝晶碎塊都可以變成一個新的晶核，從而也會使結晶后的晶粒細化。從公式中，可以看出，凡是能使成核率N增加和使長大率G減小92三、金屬鑄錠的鑄態(tài)組織及缺陷在工業(yè)生產中，金屬結晶主要涉及五個方面的應用。鑄錠、鑄件、金屬粉、焊接、熱浸鍍層。金屬凝固結晶后的組織統(tǒng)稱鑄態(tài)組織。下面以鑄錠為例介紹鑄態(tài)組織。鑄錠是各種金屬材料成材的毛坯。通過對鑄錠的熱軋等塑性變形可制成各種規(guī)格的型材、板材、棒材等供人們使用。鑄錠的鑄態(tài)組織是指其晶粒的形態(tài)、大小、取向及缺陷(如：疏松、夾雜、氣孔等)和界面的形貌等。三、金屬鑄錠的鑄態(tài)組織及缺陷在工業(yè)生產中，金屬結晶主要涉及93由于澆注在鑄模型腔中的液態(tài)金屬的冷卻速度、體積的大小、化學成分及變質劑等的不同，鑄錠可以有三種典型的晶粒形態(tài)，見圖3－5。其中a圖是全部較細的等軸晶粒。b圖是全部柱狀晶粒。C圖是最常見的鑄錠晶粒情況，表層(接觸鑄模型腔部分)是薄薄的一層細小等軸晶粒，稱為表層細晶區(qū)接著是一層柱狀晶，稱為柱狀晶區(qū)。中心區(qū)域是較粗大的等軸晶，稱為中心等軸晶區(qū)。所謂等軸晶是指晶粒在各方向上的尺寸相差較小的晶粒。而柱狀晶是指某一方向上的尺寸遠大于其它方向上的尺寸的長晶粒。由于澆注在鑄模型腔中的液態(tài)金屬的冷卻速度、體積的大小、化94經試驗發(fā)現(xiàn)，柱狀晶的長度和等軸晶的尺寸主要取決于澆注溫度和合金元素。如；隨澆注溫度升高柱狀晶長度增加，等軸晶粒尺寸增大；合金元素含量增加可使柱狀晶長度減短，等軸晶粒尺寸減小。表層細晶區(qū)是由于模壁附近散熱速度快，并且散熱沒有突出的優(yōu)勢方向及模壁處兩種成核率都很高等結晶條件所造成的。此層組織致密，力學性能很好，但由于此層很薄，對整個鑄錠性能影響不大。經試驗發(fā)現(xiàn)，柱狀晶的長度和等軸晶的尺寸主要取決于澆注溫度和95當表層細晶區(qū)形成后，模壁的溫度也隨之升高，細晶區(qū)前面的液體散熱能力下降，過冷度也下降。但是在各方向上散熱能力的下降是不同的。垂直于模壁的方向顯出散熱優(yōu)勢，有利于晶粒逆著傳熱方向不斷地向液相區(qū)生長。而在平行模壁方向散熱能力較差，并且晶粒徑向僅能長大較短距離相鄰晶粒就互相接觸，停止生長。因此在細晶區(qū)形成后，接著形成了一個柱狀晶區(qū)。柱狀晶區(qū)金屬較致密，沿柱狀晶軸向強度很高，但近于平行的柱狀晶晶粒之間的徑向結合強度卻較低。柱狀晶區(qū)有明顯的各向異性。當對鑄錠進行塑性變形時住狀晶區(qū)易出現(xiàn)晶間開裂。當表層細晶區(qū)形成后，模壁的溫度也隨之升高，細晶區(qū)前面的液96另外，當不同方位上的柱狀晶區(qū)相遇時，會產生一個往狀晶區(qū)的交界。此處的雜質、氣泡、縮松等較多，成為鑄錠的脆弱結合面。當鑄錠接受塑性變形時此處也易開裂。因此，除塑性極好的一些有色金屬的鑄錠外，并不希望獲得柱狀晶區(qū)。在鑄造工藝上，常采用振動方法來破壞柱狀晶區(qū)的形成和長大，也常采用變質處理來阻礙柱狀晶長大，并促進中心等軸晶區(qū)的擴大來減少柱狀晶區(qū)。另外，避免金屬液過熱澆注也會防止柱狀晶區(qū)過大。另外，當不同方位上的柱狀晶區(qū)相遇時，會產生一個往狀晶區(qū)的97當柱狀晶向液相中生長到一定深度后，垂直于模壁方向的散熱優(yōu)熱將不再明顯。尤其是當已凝固區(qū)隨溫度下降而使體積收縮與模壁之間出現(xiàn)間隙時傳熱速度降低，剩余液相金屬的冷卻速度也會進一步降低，溫度梯度減小，趨于均勻冷卻，柱狀晶的生長將會變慢。此時剩余液體中也會有一些新晶粒的形成并長大。因無散熱優(yōu)勢方向，新晶粒將會長成等軸晶粒。又因剩余液體散熱慢，過冷度較小．產生的自發(fā)晶核數(shù)量有限，故晶粒長得較大(但若有非自發(fā)晶核存在，晶粒不會長得很大)。從而在相鄰柱狀晶區(qū)的鑄錠心部地區(qū)形成一個晶粒較粗的等軸晶區(qū)。由于此區(qū)是最后凝固的，因此，一些低熔點的雜質或合金元素可能偏多些，以及液體補充不足而出現(xiàn)中心偏析及疏松。當柱狀晶向液相中生長到一定深度后，垂直于模壁方向的散熱優(yōu)98但此晶區(qū)晶粒之間是犬牙交錯的結合在一起，當鑄錠受到塑性變形時不會象柱狀晶區(qū)那樣易產生沿晶界的開裂。對于鋼錠來說，一般是希望等軸晶區(qū)愈大愈好。綜上所述，鑄錠的鑄造組織是不均勻的，也比較粗大，且有許多鑄造缺陷存在。具體的鑄造組織是由合金的化學成分和澆注條件等因素來決定的。當化學成分一定時，澆注條件極為重要。通常情況下，提高澆注溫度、加快冷卻速度或采用定向冷卻散熱方法，并減少液體中產生非自發(fā)晶核等條件則有利于柱狀晶區(qū)的形成和擴展。相反，有利于等軸晶區(qū)的形成和擴展。甚至可以根據工作的需要，制成純柱狀晶鑄錠和純等軸晶鑄錠。但此晶區(qū)晶粒之間是犬牙交錯的結合在一起，當鑄錠受到塑性變99第二節(jié)合金結晶與二元合金相圖合金結晶的基本規(guī)律與純金屬的結晶基本相同，也是在一定過冷度下成核和長大來完成結晶的。但是，其結晶過程更復雜，得到的組織可以是單相或是多相，既可是純固溶體也可是化合物或兩相組成的機械混合物。而具體成分的合金顯微組織可能是其中的一個相或一個基本組織，也可能是多個相及基本組織的組合。而且在不同溫度下，同一化學成分合金的顯微組織也可能不同。對如此復雜的情況，只用冷卻曲線或語言簡單敘述是很不方便的。因此，出現(xiàn)了用相圖這種形式來表述合金的結晶及冷卻的相變狀況。第二節(jié)合金結晶與二元合金相圖合金結晶的基本規(guī)律與純金100相圖是在平衡態(tài)下測畫出來的。因此也稱合金的平衡狀態(tài)圖。相圖是表示在平衡狀態(tài)下合金的化學成分、相、組織與溫度的關系圖。由于受到幾何表述的限制，雖然合金系中的組元可以是多個，但是，只能測畫出二元合金的二元相圖和三元合金的三元相圖，三元以上的合金通常是不能直接用相圖來表述。即使三元合金的相圖也是很復雜的。本書只介紹二元合金相圖。相圖是在平衡態(tài)下測畫出來的。因此也稱合金的平衡狀態(tài)圖。相101一、二元合金相圖的測畫在每個二元合金系中都有無數(shù)個不同化學成分比例的合金。每一個具體成分合金都可以用熱分析法測定出它的冷卻曲線。將這些冷卻曲線上的相轉變點都轉畫到一個以溫度為縱軸，化學成分為橫軸的坐標中相對應的點上，則這些相變點所形成的各條曲線就構成了一個二元合金系的相圖。一、二元合金相圖的測畫在每個二元合金系中都有無數(shù)個不同化102實際上測畫一個合金系的相圖時，只需精確地測定這個合金系中一些有代表性的合金冷卻曲線。再在溫度——化學成分的坐標上將相同意義的相變點所對應的點用平滑曲線連接起來就了這個合金系的相圖。在相圖上將各個交點標出字符，將各個相區(qū)內填上相應的相或基本組織的代號就得到了一張完整的相圖了。下面以Ni-Cu二元合金為例，示意二元相圖的測畫方法，見圖3－6。實際上測畫一個合金系的相圖時，只需精確地測定這個合金系中103若某些相變點用熱分析法很難測準，可以采用X光衍射法、金相法、膨脹法等來測定核實。有些合金系的相圖就是一種典型的基本相圖。如：勻晶相圖、共晶相圖、包晶相圖等等。而更多的合金系的相圖是很復雜的。但也都是由這些基本相圖組合而成的。下面我們分別介紹一下常見的基本相圖。若某些相變點用熱分析法很難測準，可以采用X光衍射法、金相104二、二元合金相圖基本類型及合金的結晶過程(一)勻晶相圖——產生單一固溶體相的合金相圖對于合金組元在液相和固相下均能無限互溶，結晶時只結晶出單相固溶體組織，這種合金系的相圖就是典型的勾晶相圖。如：An－As、Ni－Cu、Fe－Cr、W－Mo等二元合金系的相圖。都是勻晶相圖。二、二元合金相圖基本類型及合金的結晶過程(一)勻晶相圖——產1051．勻晶相圖分析及合金的結晶過程以Cu－Ni合金為例，見圖3－7，圖中A點是純銅的熔點(1083C)；B點是純鎳的熔點(1452C)；AL3L2L1B曲線是液相開始結晶的溫度線，稱為液相線，在其線以上的區(qū)域合金系全部是呈液相L狀態(tài)，稱為液相區(qū)。A321B曲線是液相全部結晶結束的溫度線，稱為固相線；在其線以下的區(qū)域合金系全部結晶成同一種均勻的固溶體相，此區(qū)稱為固相區(qū)。在液相線與團相線圍成的區(qū)域內是液相與團相共存的區(qū)域(L十)，稱為兩相區(qū)。

1．勻晶相圖分析及合金的結晶過程以Cu－Ni合金為例，見106銅與鎳兩組元組成的二元合金在固態(tài)下是無限固溶的，所以，任何成分比例都結晶成單相固溶體。由液相直接結晶成單相固溶體的結晶轉變稱為勻晶轉變。在Cu－Ni合金系中，除純Cu和純Ni的結晶是純金屬的結晶，其結晶溫度是一個點之外，其它任一個合金的結晶都是在一個相應的溫度區(qū)間內完成結晶的。雖然溫度區(qū)間的大小和溫度的高低不同，但結晶規(guī)律是相同的。下面以Ni質量分數(shù)為20%開的Cu-Ni合金為例闡述其結晶過程。銅與鎳兩組元組成的二元合金在固態(tài)下是無限固溶的，所以，任107從圖3－7上可見，WNi=20%的合金化學成分垂線與液相線相交于L1，與固相線相交于3當該合金由液相緩慢冷卻(平衡狀態(tài))至t1溫度時，由液相中開始結晶出相。隨著溫度的不斷降低相比例不斷增加，剩余液相的比例不斷減少直至到t3溫度，液相L全部結晶成以相。在溫度由t1降到t3的結晶轉變過程中，不僅L與兩相所占的比例不斷變化，而且L和兩相的化學成分，通過原子擴散也不斷地變化。在t1時，結晶出來的相的化學成分為幾點所對應的成分(含Ni高于合金成分)，剩余液相的化學成分為L1點所對應的成分。

從圖3－7上可見，WNi=20%的合金化學成分垂線與液相線108在t1、t3溫度時相的化學成分分別為2，3點對應的成分。而剩余液相的化學成分分別為L2、L3點對應的成分。這就是說，在不同溫度下剛剛結晶出來的固相的化學成分是不相同的，其變化規(guī)律是沿著固相線變化。與此同時剩余液相的化學成分也相應地沿著液相線變化。但是，由于冷卻速度很慢(平衡態(tài))，又處在足夠高的溫度下，所以，當結晶結束時，無論是先結晶的目相，還是后結晶出來的相，其化學成分都將通過原子足夠長時間的擴散而趨平均勻相同。并且相的晶粒通常都是不規(guī)則的多面體狀，稱等軸晶粒。

在t1、t3溫度時相的化學成分分別為2，3點對應的1092.枝晶偏析由前述可知不同溫度下結晶出來的相成分是不同的，溫度高時結晶出來的相含熔點高的鎳元素多，溫度低時結晶的相含鎳少。由于在實際生產中冷卻速度較快(不能保證平衡態(tài))，原子擴散遷移滯后于結晶，相化學成分的均勻性得不到保證。這時就會出現(xiàn)在一個晶粒內，各處成分的不均勻現(xiàn)象。稱為晶內偏析。因為相是以枝晶方式結晶，先形成的主干和后形成的支干就會有化學成分之差，所以也稱枝晶偏析，見圖3－8。2.枝晶偏析由前述可知不同溫度下結晶出來的相成分是不110在CuNi合金枝晶偏析中，白色區(qū)域是先結晶的部分，鎳的質量分數(shù)高于合金成分，黑色區(qū)域是后結晶的部分，銅的質量分數(shù)高于合金成分。枝晶偏析會降低合金的力學性能(尤其是塑性和韌性)和工藝性能。對于有枝晶偏析的鑄錠和鑄件可采用在低于固相線100C～200C的溫度下進行較長時間的加熱，通過原子的相互擴散而使成分趨于均勻，消除枝晶偏析。這種熱處理方法稱為均勻化退火，也稱擴散退火。在CuNi合金枝晶偏析中，白色區(qū)域是先結晶的部分，鎳的質量1113.杠桿定律在相圖的兩相區(qū)中，隨著溫度的變化兩個相的化學成分和兩相的相對含量都在變化。兩個相的化學成分變化是沿著其相應的相線變化。在給定的溫度下，作一條平行于橫軸的直線，與相應的相線交點所對應的化學成分就是相應相的化學成分。但是。在一定溫度下兩個相的相對含量如何確定呢？相的相對含量可用杠桿定律來確定。見圖3－9。

3.杠桿定律在相圖的兩相區(qū)中，隨著溫度的變化兩個相的112值得說明的是杠桿定律雖然是從勻晶相圖上的液固兩相區(qū)推導出來的，但它們可以適用于任何二元相圖的任何一個兩相區(qū)中相的相對質量百分數(shù)的計算。固態(tài)相變的兩相區(qū)也適用。值得說明的是杠桿定律雖然是從勻晶相圖上的液固兩相區(qū)推導113(二)共晶相圖—具有兩相機械混合物的合金相圖在二元合金系中，組元在液相無限互溶，在固相有限互溶，并且在結晶過程中，以共晶轉變?yōu)橹鞯南鄨D就是共晶相圖。如AI－Si、Pb－－Sb、Pb－Sn、Ag－Cu等合金系在結晶時都是以共晶轉變?yōu)橹鳌＿@些合金系的相圖都是比較典型的共晶相圖。所謂的共晶轉變是指令全系中某一定化學成分的合金在一定的溫度下(恒溫)，同時由液相中結晶出兩種不同成分和不同晶體結構的固相。同時結晶出來的兩種固相機械的混合在一起，形成有固定化學成分的基本組織，被統(tǒng)稱為共晶體。(二)共晶相圖—具有兩相機械混合物的合金相圖在二元合1141．相圖分析以Pb－Sn合金系為例，見圖3－10。Pb－Sn相