匀晶相图及杠杆定律

5.2.1　匀晶相图及杠杆定律

两组元在液态和固态下均可以以任意比例相互溶解，即在固态下形成无限固溶体的结晶规律所组成的合金相图称为匀晶相图。例如Cu–Ni，W–Mo，Fe–Ni等都是匀晶相图。在这类合金中，结晶都是从液相中结晶出单相的固溶体，这种结晶过程称为匀晶转变。现以Cu–Ni相图为例进行分析。

1.相图分析

图5-2　Cu-Ni相图平衡结晶过程状态分析

图5-2为匀晶相图。该相图由两条封闭的曲线组成——液相线、固相线。在这两条曲线上有两个特性点：A点，B点。由特性点A，B连接的液相线和固相线称为特性线。其中液相线以上的区域称为即液相区，以L表示；固相线以下的区域称为固相区，是由Cu、Ni形成的无限固溶体，用α表示；液相线和固相线所夹的区域称为两相共存区，以L+α表示。两相区的存在说明该合金的结晶是在一个温度范围内进行的。

液、固相线还可以表示合金在缓慢冷却条件下液（固）相化学成分随温度变化而变化的规律，即液相成分沿液相线变化，固相成分沿固相线变化。

合金相图，我们不妨称为合金系状态图，它反映的是该合金系任意一种成分配比的合金在任意温度下的状态。以ω_Ni＝40%的Cu–Ni合金为例，如果想要知道该合金在1400℃、1326℃、1200℃、1152℃、1000℃时分别处于何种状态，就可以在Cu–Ni合金系相图上画出成分线CD，同时分别做出1400℃、1326℃、1200℃、1152℃、1000℃的温度水平线与成分线CD相交，交点1、2、3、4、5就代表了该温度时ω_Ni＝40%的Cu–Ni合金所处的状态。从图中可以看出，点1位于L相区，说明1400℃时，该合金处于液态。点2恰好位于液相线上，说明1326℃时该合金开始发生凝固。点3处于L+α双相区，说明1200℃时该合金仍处于凝固过程中，是固、液两相混合的状态。点4恰好位于固相线上，说明1152℃时该合金凝固过程正好结束，液相消失，全部转化为固相。从这里也可以看出，合金的结晶（凝固）过程是在一个温度区间内完成的。点5位于α单相区，说明1000℃时该合金处于固相状态。

2．结晶过程分析

以质量分数为ω的Cu–Ni合金（Ni的质量分数为ω）为例分析结晶过程。该合金的冷却曲线和结晶过程如图5-3所示。在1点温度以上，合金为液相L。缓慢冷却至1点时，合金开始结晶，从液相中逐渐结晶析出α固溶体，即发生匀晶反应。在1～2点温度之间时，匀晶反应持续进行，合金处于液、固两相共存状态。到达2点温度时，结晶结束，合金全部结晶凝固为α固溶体。2点温度以下，合金始终处于固相α固溶体相。其他成分合金的结晶过程完全类似。

从这里可以看出，合金的凝固过程与纯金属的凝固有所不同，主要表现为以下几点：

①合金开始结晶的温度与成分有关；

②纯金属的结晶过程是一个恒温过程，即有固定熔点，而合金的凝固是在一个温度区间内进行的，是一个变温结晶过程；

③与纯金属一样，α固溶体从液相中结晶，也包括生核与长大两个过程，但固溶体更趋于呈树枝状长大。

在金属液体凝固结晶过程中，随着凝固结晶的进行，系统将发生相的转变（如液态转变为固态），在一定温度下存在的各相，它们有着不同的成分。在平衡转变过程中，随着温度的降低，原子的不断扩散，各相成分也随之变化，但在整个结晶过程中，系统的平均成分恒为ω。确定不同温度下各相成分的方法如图5-3所示：过指定温度T₁作水平线，分别交液相线和固相线于a₁和c₁点，则a₁和c₁点在成分轴上的投影点即相应为L相和α相的成分。随着温度的下降，液相成分沿液相线变化，固相的成分沿固相线变化。到温度T₂时，L相成分及α相成分分别为a₂和c₂点在成分轴上的投影。

图5-3　Cu-Ni匀晶相图结晶过程分析

图5-4　杠杆定律的证明和力学相似性

在两相平衡共存的阶段，温度一定时，不但两相各自的成分是确定的，而且两相的质量比也是确定的。随着体系温度的变化，成分改变的同时，两相的相对量也随着相变的进行而改变。如何判定两相的相对量呢？一般使用杠杆定律。

3.杠杆定律

设在图5-4（a）中质量分数为ω的合金的总质量为m，在温度为T₁时，液相的质量分数为ω_L，对应的质量为m_L，固相的质量分数为ω_α，对应的质量为m_α。由于在温度为T₁时，两相平衡共存，这时两相的成分和数量保持不变。则有

m_L+m_α=m

m_Lω_L+m_αω_α=mω

解此方程组，可得

由此得出结论，某合金两相的质量比等于这两相成分点到合金成分点距离的反比。这与力学中的杠杆定理非常相似，因此我们也称之为杠杆定律，如图5-4（b）所示。

必须注意：杠杆定律只适用于相图中的两相区中，并且只能在平衡状态下使用。杠杆的两个端点为给定温度时两相的成分点，而支点为合金的成分点。

4.不平衡结晶——枝晶偏析（晶内偏析）及其危害和消除方法

固溶体结晶时成分是变化的。在缓慢冷却时由于原子的扩散能够充分进行，所以形成的是成分均匀的固溶体。但是在实际冷却条件下，由于冷速较快，合金在结晶过程中固相和液相中的原子扩散难以充分进行，因此形成的固溶体成分是不均匀的，使得先结晶出的枝晶轴含有较多的高熔点元素（如Cu–Ni合金中的Ni），而后结晶的枝晶间含有较多的低熔点元素（如Cu–Ni合金中的Cu）。这种在一个枝晶范围内或一个晶粒范围内成分不均匀的现象叫做枝晶偏析。如铸造Cu–Ni合金的枝晶偏析组织，先结晶出的枝干富镍，后结晶的树枝富铜。

枝晶偏析的大小除了与冷却速度有关以外，还与给定成分合金的液、固相线间距有关。冷速越大，液、固相线间距越大，枝晶偏析越严重。

枝晶偏析会影响合金的性能，如力学性能、耐蚀性能及加工性能等。生产上常将铸件加热到固相线以下100℃～200℃长时间保温来消除，这种热处理工艺称为扩散退火。通过扩散退火可使原子充分扩散，使成分均匀。