3.4 包晶相图
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共晶相图及包晶相图
区别：共晶相图和包晶相图在相的组成、温度范围和形成机制等方面存在差异。
联系：共晶相图和包晶相图都是描述合金在不同温度和成分下相组成变化的相图，对于理解合金的凝固过程和组 织结构具有重要意义。
应用：共晶相图和包晶相图在材料科学、冶金学等领域有着广泛的应用，对于指导合金的制备、加工和性能优化 具有重要意义。
备出具有优异性能的材料。
共晶相图和包晶相图可用于研究合金的凝固过程和组织演化。 通过共晶相图和包晶相图，可以预测合金的力学性能、热学性能和磁学性能等。 在材料科学领域，共晶相图和包晶相图是研究合金相变和材料性能的重要工具。 共晶相图和包晶相图的应用有助于优化合金成分和制备工艺，提高材料性能和应用范围。
液相区：表示液态物质存在的区域
固相区：表示固态物质存在的区域
共晶区：表示共晶相存在的区域，即液态和固态同时存在的区域
包晶区：表示包晶相存在的区域，即液态和固态同时存在，但其中一种物质被另一 种物质包裹的区域
定义：等温线是相 图中表示不同温度 下系统状态的水平 线
作用：等温线可以 用来确定不同温度 下系统的平衡状态 和相组成
联合应用：通过综合考虑共晶相图和包晶相图的信息， 可以更准确地预测合金的凝固行为和组织，从而设计出具有优异性能的新型合金。
添加标题
实际应用案例：介绍共晶相图和包晶相图在合金设计中的一些实际应用案例，例如航空航天、 汽车、能源等领域中具有高性能要求的合金材料的设计和制备。
特点：在包晶相图中，液相线与固相线的交点是包晶点，该点表示在特定温度下，液相与固相发生包晶转变的成 分和温度。
应用：包晶相图在材料科学、冶金学和铸造等领域有广泛应用，用于研究合金的凝固过程和组织结构。
定义：共晶相图是指合金在共晶温度下，不同成分的合金以不同的相组成多相体系的相图；包晶相图是指以某一 固相为基底，通过加入不同成分的液体来形成多相体系的相图。
联系：共晶相图和包晶相图都是描述合金在不同温度和成分下相组成变化的相图，对于理解合金的凝固过程和组 织结构具有重要意义。
应用：共晶相图和包晶相图在材料科学、冶金学等领域有着广泛的应用，对于指导合金的制备、加工和性能优化 具有重要意义。
备出具有优异性能的材料。
共晶相图和包晶相图可用于研究合金的凝固过程和组织演化。 通过共晶相图和包晶相图，可以预测合金的力学性能、热学性能和磁学性能等。 在材料科学领域，共晶相图和包晶相图是研究合金相变和材料性能的重要工具。 共晶相图和包晶相图的应用有助于优化合金成分和制备工艺，提高材料性能和应用范围。
液相区：表示液态物质存在的区域
固相区：表示固态物质存在的区域
共晶区：表示共晶相存在的区域，即液态和固态同时存在的区域
包晶区：表示包晶相存在的区域，即液态和固态同时存在，但其中一种物质被另一 种物质包裹的区域
定义：等温线是相 图中表示不同温度 下系统状态的水平 线
作用：等温线可以 用来确定不同温度 下系统的平衡状态 和相组成
联合应用：通过综合考虑共晶相图和包晶相图的信息， 可以更准确地预测合金的凝固行为和组织，从而设计出具有优异性能的新型合金。
添加标题
实际应用案例：介绍共晶相图和包晶相图在合金设计中的一些实际应用案例，例如航空航天、 汽车、能源等领域中具有高性能要求的合金材料的设计和制备。
特点：在包晶相图中，液相线与固相线的交点是包晶点，该点表示在特定温度下，液相与固相发生包晶转变的成 分和温度。
应用：包晶相图在材料科学、冶金学和铸造等领域有广泛应用，用于研究合金的凝固过程和组织结构。
定义：共晶相图是指合金在共晶温度下，不同成分的合金以不同的相组成多相体系的相图；包晶相图是指以某一 固相为基底，通过加入不同成分的液体来形成多相体系的相图。
包晶反应详解
包晶反应：由一个液相与一个固相在恒温下生成另一个固相的转变称为包晶转变。
两组元在液态无限溶解，在固态有限固溶，并且发生包晶反应的相图，称为包晶相图。
相图分析：Pt-Ag 相图点：A 点：纯组元铂的熔点和凝固点，为1772℃B 点：纯组元银的熔点和凝固点，为961.9℃C 点：是包晶转变时，液相的平衡成分点。
D 点：是包晶点，具有该点成分的合金在恒温下发生包晶转变，，得到100%包晶产物。
另外，D 点也是Pt 在Ag 中的最大溶解度点。
P 点：是Ag 在Pt 中的最大溶解度点，也是包晶转变时相的平衡成分点。
E 点：是室温时Ag 在Pt 中的溶解度，F 点：是室温时Pt 在Ag 的溶解度。
线：ACB 线为液相线，其中AC 线为冷却时L →的开始温度线，CB 线为冷却时L →的开始温度线。
βα⇔+LAPDB 线为固相线，其中AP 线为冷却时L →的终止温度线，DB 线为冷却时L →的终止温度线。
CDP 线是包晶转变线，成分在C~P 之间的合金在恒温tD 下都发生包晶转变，形成单相固溶体，可用相律证明在三相平衡时f = 0，该线是水平线。
PE 线为Ag 在Pt 中的固溶度曲线，冷却时→II ，DF 线为Pt 在Ag 中的固溶度曲线，冷却时→II 。
相区：单相区：有三个L 、、，在ACB 液相线以上为单相的液相区，在APE 线以左为单相的固溶体区（是Ag 在Pt 中的置换固溶体），在BDF 线右下方为单相的固溶体区（是Pt 在Ag 中的置换固溶体）。
两相区：有三个L+、L+、+，在ACPA 区为L+相区，在BCDB 区为L+相区，在EPDFE 区为+相区。
三相线：CDP 线为L++三相平衡共存线。
含42.4%Ag 的Pt-Ag 合金的平衡凝固：由于包晶转变时，L 和α相中的A 、B 组元的扩散都必须通过β相进行，而II L L αββα+−−−→−−−−→−+−−−→−脱溶转变包晶转变多匀晶转变原子在固相中的扩散速度很慢，因此包晶转变的速度也相当慢，所以在实际生产条件下，由于冷却速度较快，原子不能进行充分扩散，因此包晶转变也不能充分进行。
金属学与热处理包晶相图
L
Ⅱ.包晶转变
L
Ⅲ.包晶转变
L
37
Ⅳ.共析转变
Ⅴ.共析转变
Ⅵ.共析转变
Ⅶ.共析转变
38
Ⅷ.包析转变
Ⅸ.包析转变
Ⅹ.熔晶转变
L
Ⅺ. 共晶转变
L
39
应用相图要注意的问题 相图只能给出合金在平衡条件下存在的相和相
对量，并不表示相的形状、大小和分布，而这 些主要取决于相的特性及形成条件。 相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件 下，合金很少能达到平衡状态。
（4）具有包晶转变的合金的不平衡凝固
包晶反应时原子迁移示意图
20
由于包晶转变时，L和α相中的A、B组元的扩散 都必须通过β相进行，而原子在固相中的扩散速度 很慢，因此包晶转变的速度也相当慢，所以在实 际生产条件下，由于冷却速度较快，原子不能进 行充分扩散，因此包晶转变也不能充分进行。
21
3.7 其他类型的二元相图
金属学与热处理包晶相图
由液相同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变。
2
共晶体的形成 成分互惠－交替形核
片间搭桥－共同生长
两相交替分布 （共晶组织）
5
思考题
1、简单总结伪共晶、不平衡共晶和离异共晶的特点。 伪共晶——靠近共晶点附近的合金得到了全部共晶组
织； 离异共晶——共晶组织没有显示出共晶的特征； 不平衡共晶——在不应该出现共晶的合金里出现了共
Fe-Ti相图
26
包析转变的相图
由两个一定成分 的固相，在恒温 下转变成另一个 一定成分的固相 的过程，称为包 析转变。
F2eB 9 1 oC 0
Fe-B相图
27
（2）组元间形成稳定化合物的相图 稳定化合物是指两组元形成的具有一定熔点，并
Ⅱ.包晶转变
L
Ⅲ.包晶转变
L
37
Ⅳ.共析转变
Ⅴ.共析转变
Ⅵ.共析转变
Ⅶ.共析转变
38
Ⅷ.包析转变
Ⅸ.包析转变
Ⅹ.熔晶转变
L
Ⅺ. 共晶转变
L
39
应用相图要注意的问题 相图只能给出合金在平衡条件下存在的相和相
对量，并不表示相的形状、大小和分布，而这 些主要取决于相的特性及形成条件。 相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件 下，合金很少能达到平衡状态。
（4）具有包晶转变的合金的不平衡凝固
包晶反应时原子迁移示意图
20
由于包晶转变时，L和α相中的A、B组元的扩散 都必须通过β相进行，而原子在固相中的扩散速度 很慢，因此包晶转变的速度也相当慢，所以在实 际生产条件下，由于冷却速度较快，原子不能进 行充分扩散，因此包晶转变也不能充分进行。
21
3.7 其他类型的二元相图
金属学与热处理包晶相图
由液相同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变。
2
共晶体的形成 成分互惠－交替形核
片间搭桥－共同生长
两相交替分布 （共晶组织）
5
思考题
1、简单总结伪共晶、不平衡共晶和离异共晶的特点。 伪共晶——靠近共晶点附近的合金得到了全部共晶组
织； 离异共晶——共晶组织没有显示出共晶的特征； 不平衡共晶——在不应该出现共晶的合金里出现了共
Fe-Ti相图
26
包析转变的相图
由两个一定成分 的固相，在恒温 下转变成另一个 一定成分的固相 的过程，称为包 析转变。
F2eB 9 1 oC 0
Fe-B相图
27
（2）组元间形成稳定化合物的相图 稳定化合物是指两组元形成的具有一定熔点，并
3.4-包晶相图
αC+L2D
20
（2）熔晶转变相图
熔晶转变相图
熔晶转变是一个固 相转变为另一个固 相和一个液相的恒 温转变。
L
Fe-B相图
21
13810 C
（3）合晶转变相图
由两个一定成分的液相L1和L2，在恒温下转变为一
个一定成分的固相的过程，称为合晶转变。
557c L1 L2
33
I. 包晶转变
L
Ⅱ.包晶转变
L
Ⅲ.包晶转变
L
34
Ⅳ.共析转变
Ⅴ.共析转变
Ⅵ.共析转变
Ⅶ.共析转变
35
Ⅷ.包析转变
Ⅸ.包析转变
Ⅹ.熔晶转变
L
Ⅺ. 共晶转变
L
36
应用相图要注意的问题
相图只能给出合金在平衡条件下存在的相和相 对量，并不表示相的形状、大小和分布，而这
些主要取决于相的特性及形成条件。
相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件 下，合金很少能达到平衡状态。
37
本节要点
概念：包晶转变、共析转变、偏晶转变、 熔晶转变、合晶转变、包析转变
由液相同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变。
1
共晶系合金一般以共晶点为界进行分类，可以分为：
Sn<19.2%和Sn>97.5% 的合金可以看作是匀晶合金
共晶合金 亚共晶合金
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
过共晶合金
2
第三章 二元相图及其类型
● 非平衡凝固总是导致凝固终结温度低
于平衡凝固时的终结温度。 组织影响：晶内偏析、 枝晶偏析(dendritic segregation) 性能影响：塑韧性降低、抗腐蚀性降低 消除方法：扩散退火、均匀化退火 固相线下 100-200℃ 长时间保温
4 具有极大点和极小点的匀晶相图
§3.3 共晶相图（eutectic phase diagram） 指冷却过程中有共晶反应的相图(eutectic means easily melted) 如：Pb-Sn、Pb-Sb、Al-Si、Pb-Bi等 1 相图分析（以Sn-Pb合金为例） 点：熔点、共晶点(eutectic point，invariant point)、最大溶解度点 线：液相线、固相线、最大溶解度线(solid solubility limit line, solvus line) LE tE M N 共晶线、共晶反应(eutectic reaction)： 区：三个单相区（L、α、β） 、 三个两相区（L+α、L+β、α+β） 一个三相区 共晶线(eutectic isotherm)
3 二元相图的建立 关键：测定给定材料系中若干成分不同的合金的平衡凝固温度和相变温度 方法：热分析法，金相法、硬度法、磁性法等
例：热分析法(thermal analysis)测定二元Cu-Ni合金 1) 配置不同成分的Cu-Ni合金；Cu, 75Cu25Ni, 50Cu50Ni, 25Cu75Ni, Ni 2) 将合金熔化，测定其冷却曲线； 3) 确定冷却曲线上的转折点，它们反应了合金状态的变化（凝固）； 4) 将这些数据绘入温度-成分坐标中； 5) 连接意义相同的点；分析相图：点、线、区
phasescoexist10040100100196119401001910019614019196140pseudoeutectic不平衡结晶条件下成分在共晶点附近的合金凝固后仍能获得共晶组织的现象不平衡共晶inonequilibriumeutectic在固溶体最大固溶度点内侧附近的合金在不平衡凝固时由于固相线下降在冷却过程中仍能发生共晶转变的现象离异共晶ii当合金中的先共晶相数量很多而共晶组织的量很少时共晶组织中的一相与先共晶相依附长大把另一相孤立出来形成两相分离的共晶组织34包晶相图peritecticphasediagram两组元在液态无限互溶固态下有限互溶或不互溶并发生包晶反应的相图如
于平衡凝固时的终结温度。 组织影响：晶内偏析、 枝晶偏析(dendritic segregation) 性能影响：塑韧性降低、抗腐蚀性降低 消除方法：扩散退火、均匀化退火 固相线下 100-200℃ 长时间保温
4 具有极大点和极小点的匀晶相图
§3.3 共晶相图（eutectic phase diagram） 指冷却过程中有共晶反应的相图(eutectic means easily melted) 如：Pb-Sn、Pb-Sb、Al-Si、Pb-Bi等 1 相图分析（以Sn-Pb合金为例） 点：熔点、共晶点(eutectic point，invariant point)、最大溶解度点 线：液相线、固相线、最大溶解度线(solid solubility limit line, solvus line) LE tE M N 共晶线、共晶反应(eutectic reaction)： 区：三个单相区（L、α、β） 、 三个两相区（L+α、L+β、α+β） 一个三相区 共晶线(eutectic isotherm)
3 二元相图的建立 关键：测定给定材料系中若干成分不同的合金的平衡凝固温度和相变温度 方法：热分析法，金相法、硬度法、磁性法等
例：热分析法(thermal analysis)测定二元Cu-Ni合金 1) 配置不同成分的Cu-Ni合金；Cu, 75Cu25Ni, 50Cu50Ni, 25Cu75Ni, Ni 2) 将合金熔化，测定其冷却曲线； 3) 确定冷却曲线上的转折点，它们反应了合金状态的变化（凝固）； 4) 将这些数据绘入温度-成分坐标中； 5) 连接意义相同的点；分析相图：点、线、区
phasescoexist10040100100196119401001910019614019196140pseudoeutectic不平衡结晶条件下成分在共晶点附近的合金凝固后仍能获得共晶组织的现象不平衡共晶inonequilibriumeutectic在固溶体最大固溶度点内侧附近的合金在不平衡凝固时由于固相线下降在冷却过程中仍能发生共晶转变的现象离异共晶ii当合金中的先共晶相数量很多而共晶组织的量很少时共晶组织中的一相与先共晶相依附长大把另一相孤立出来形成两相分离的共晶组织34包晶相图peritecticphasediagram两组元在液态无限互溶固态下有限互溶或不互溶并发生包晶反应的相图如
材料科学基础第四章相平衡与相图(3)
二组元可形成多个化合物： 如图5－25Mg－Cu相图，此时可以 稳定化合物作为独立组元，将相图 分为多个简单相图； •Mg－Mg2Cu 构成二元共晶相图 •Mg2Cu－MgCu2构成二元共晶相图 •MgCu2－Cu构成二元共晶相图
⑵ 形成不稳定化合物相图
不稳定化合物的特点：两组元形成 的没有明显熔点，并在一定温度就 发生分解的化合物。如图5－27 A－B两组元形成不稳定化合物相图 加热时分解： AmBn（γ相） → L ＋α 冷却时发生包晶反应： L ＋α → AmBn（γ相） 形成一个不稳定化合物为基的固溶 体，不稳定化合物不能作为独立组 元也不能将相图分开。 此相图可看成由包晶系和共晶系并 列而成。
5.含有双液共存的相图
双液共存区：两种不同成分液相共存区。 • 某些二元系统中的二个组元在液态不完 全互溶，在一定成分范围内可分离为成 分不同、互不相容的两个液相，产生液 态分离现象。 • 因此相图上出现了双液共存区，在无机 非金属材料中比较多见。 • 如图5－28是这类相图的一般形式。
相图分析：A－B二元相图（ckd）液 相分溶线：以外为均匀的单一液相， 其内为成分不同双液共存区（L1＋L2）。 L1－是组元B在A中的饱和溶液 L2－是组元A在B中的饱和溶液 两种液体成分、密度不同，彼此分离， 该相区又称为液体分层区。
③ 三相共存区必定是一条水平线，该 •水平线必须由三个相组合而成的三个双 •相区相邻。 •④ 如果两个恒温转变中，有两个是相 •同的相，那么这两条水平线之间一定是 •有这两个相组成。 •⑤ 双相区与单相区的分界线与三相水平线相交，，则分界线延长线应 •进入另一个双相区，而不会进入单相区。 •从以上规律可以看出，相邻相区中的相数只能差一个（点接触除外）。 •此规律称作相区接触法则。
共晶相图与包晶相图
匀晶反应＋包晶反应＋脱溶转变 • 室温组织：αⅡ+β, αⅡ、β的相对量可通过杠杆法则求出 。
时结晶出两种不同固相的转变。即：L→α+β
具有共晶转变的相图称为共晶相图。 所得到两固相的混合物称为共晶组织。
共晶体的结构
共相图
•由液相同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变。
L
•两组元在液态无限溶解，在固态有限固溶，并且发 生共晶反应的相图，称为共晶相图。
（1）相图分析
•点
– tA、tB、E – M、N、F、G
•线
– tAEtB线为液相线 – tAMENtB线为固相线 – MEN线是共晶转变线 – MF线为Sn在Pb中的固溶度曲线 – NG线为Pb在Sn中的固溶度曲线
• 相区
– 单相区 – 两相区
2.共晶系合金的平衡凝固
根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为了四类：端部固 溶体合金、亚共晶合金、过共晶合金、共晶合金。
• 结 晶 过 程 ： L→L+β→L+β+(α+β) 共 → β+(α+β) 共 → β+αⅡ +(α+β)共
•
匀晶反应＋共晶反应＋脱溶转变
• 室温组织：β+αⅡ+(α+β)共
过共晶合金的平衡结晶的显微组织
3.共晶系合金的非平衡凝固
伪共晶 伪共晶：由于快速冷却，非共晶成分合金所得到的共晶组织。 原因：不平衡结晶；合金成分位于共晶点附近。 不平衡组织：由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织；共 晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。(伪共晶区偏移)
几种伪共晶区的形式
（3）离异共晶
① 离异共晶：由于非平衡 共晶体数量较少，通常共晶 体中α相依附于初生α相生 长，将共晶体中另一相β推 到最后凝固的晶界处从而使 共晶体两组成相间的组织特 征消失，这种两相分离的共 晶体称为离异共晶。
时结晶出两种不同固相的转变。即：L→α+β
具有共晶转变的相图称为共晶相图。 所得到两固相的混合物称为共晶组织。
共晶体的结构
共相图
•由液相同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变。
L
•两组元在液态无限溶解，在固态有限固溶，并且发 生共晶反应的相图，称为共晶相图。
（1）相图分析
•点
– tA、tB、E – M、N、F、G
•线
– tAEtB线为液相线 – tAMENtB线为固相线 – MEN线是共晶转变线 – MF线为Sn在Pb中的固溶度曲线 – NG线为Pb在Sn中的固溶度曲线
• 相区
– 单相区 – 两相区
2.共晶系合金的平衡凝固
根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为了四类：端部固 溶体合金、亚共晶合金、过共晶合金、共晶合金。
• 结 晶 过 程 ： L→L+β→L+β+(α+β) 共 → β+(α+β) 共 → β+αⅡ +(α+β)共
•
匀晶反应＋共晶反应＋脱溶转变
• 室温组织：β+αⅡ+(α+β)共
过共晶合金的平衡结晶的显微组织
3.共晶系合金的非平衡凝固
伪共晶 伪共晶：由于快速冷却，非共晶成分合金所得到的共晶组织。 原因：不平衡结晶；合金成分位于共晶点附近。 不平衡组织：由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织；共 晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。(伪共晶区偏移)
几种伪共晶区的形式
（3）离异共晶
① 离异共晶：由于非平衡 共晶体数量较少，通常共晶 体中α相依附于初生α相生 长，将共晶体中另一相β推 到最后凝固的晶界处从而使 共晶体两组成相间的组织特 征消失，这种两相分离的共 晶体称为离异共晶。
共晶相图及包晶相图
(1) 端部固溶体合金（WSn<19%) • 冷却曲线：
• 结晶和组织转变过程：L→L+ αⅠ→αⅠ→αⅠ+βⅡ
•
匀晶反应＋脱溶转变
端部固溶体合金室温组织：α+βⅡ
• α、β相对量都可通过杠杆法则求出： Wα= (1.0-0.1)/(1.0-0.02)=91.8% Wβ= (0.1-0.02)/(1.0-0.02)=8.2%
答案：A
因为共晶反应是恒温转变，反映在相图上只能是一条水 平线；共晶反应时三相共存，所以共晶线也是一个三相 区。
包晶相图及其合金凝固
有些合金当凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分 的固相与剩余液相(有确定成分)发生反应生成另一种固相 的恒温转变过程称为包晶转变。
两组元在液态下无限互溶，固态下只能部分互溶并具有 包晶转变的相图称为二元包晶相图。
主要讨论
• 共晶相图不同成分合金的凝固过程及组织组成物；
• 伪共晶
• 包晶相图不同成分合金的凝固过程；
共晶相图及合金凝固
组成共晶相图的两组元的相互作用的特点是:液态下两组元能 无限互溶，固态下只能部分互溶(形成有限固溶体或化合物)， 甚至有时完全不溶，并具有共晶转变。
共晶转变是在一定条件下(温度、成分不变)，由均匀液体中同
含10%Sn量合金的平衡结晶的显微组织 500×
(2) 共晶合金的平衡结晶
• (α该+β合)。金两发个生相共的晶相反对应量：：LE→αMα=MEN+/βMN,N恒β温N=进M行E，/M形N成共晶体
• 冷却曲线： • 结晶和组织转变过程：L→L+(α+β)→ (α +β)共
共晶反应＋脱溶转变
• 室温组织：(α+β)共 。 • 出组。织特征:片层交替分布，共晶(α+β)共中α、β相对量都可通过杠杆法则求
共晶相图及包晶相图-PPT
几种伪共晶区的形式
（3）离异共晶
① 离异共晶：由于非平衡 共晶体数量较少，通常共晶 体中α相依附于初生α相生 长，将共晶体中另一相β推 到最后凝固的晶界处从而使 共晶体两组成相间的组织特 征消失，这种两相分离的共 晶体称为离异共晶。
② 形成原因：不平衡条 件下，成分位于共晶线上两 端点附近。
平衡条件下，成分位于共 晶线上两端点附近。
• α、β相对量都可通过杠杆法则求出： Wα= (1.0-0.1)/(1.0-0.02)=91.8% Wβ= (0.1-0.02)/(1.0-0.02)=8.2%
含10%Sn量合金的平衡结晶的显微组织 500×
大家有疑问的，可以询问和交流 可以互相讨论下，但要小声点
(2) 共晶合金的平衡结晶
• (α该+β合)。金两发个生相共的晶相反对应量：：LE→αMα=MEN+/βMN,N恒β温N=进M行E，/M形N成共晶体
• 冷却曲线： • 结晶和组织转变过程：L→L+(α+β)→ (α +β)共
共晶反应＋脱溶转变
• 室温组织：(α+β)共 。 • 出组。织特征:片层交替分布，共晶(α+β)共中α、β相对量都可通过杠杆法则求
共晶反应完了时：Wα= EN/MN Wβ=ME/MN 室温时：Wα= (1.0-0.619)/(1.0-0.02)
匀晶反应＋包晶反应＋脱溶转变 • 室温组织：αⅡ+β, αⅡ、β的相对量可通过杠杆法则求出 。
开始包晶反应时: Wα=DC/PC＝57.2％ WL=PD/PC＝42.8％
室温时:WαⅡ=FD/EF Wβ=ED/EF
② 包晶点以右合金的平衡凝固 • 冷却曲线： • 结 晶 和 组 织 转 变 过 程 ： L→L+α→L+α+β
第三章(包晶相图)3-2
•即：两个单相区之间必定有一个由这两个相所组 成的两相区，两个两相区之间必须以单相区或三 相共存水平线隔开；
1.3找出三相共存水平线和与之接触的三个单相区， 确定平衡转变
1.4分析典型合金的结晶过程及组织。 1.4.1在两相区冷却时，每相成分沿相界线变化， 两相的相对量可由杠杆定律求出； 1.4.2在三相水平线上，各相成分一定，反应前或 反应后组成相的相对含量可由杠杆定律求出；
3、不平衡结晶及组织： •包晶偏析：由于包晶转变不能充分进行而产生 的化学成分不均匀现象。
•包晶转变的不平衡组织，可采用长时间的扩散 退火来减少或消除。
§3-7 其它类型的二元合金相图
1、组元间形成化合物的相图 形成稳定化合物的相图
2具有固态转变的二元合金相图：
2.1共析转变：由一个固 相同时析出成分和晶体结 构均不相同的两个新固相 的过程。
§3-6 包晶相图及其合金的结晶
包晶相图：两组元在液态相互无限溶解， 在固态相互有限溶解，并发生包晶转变 的二元合金系相图。例如：Pt-Ag、CuZn 相图；
1、相图分析：以 Pt-Ag相图为例；
1.1相图中的点： a点： Pt的熔点；点： Ag的熔点；e点：包晶点 1.2相图中的线： 液相线：adb线；固相线：aced线；
匀晶相图+共晶相图
2.2几个概念：
cde线为共析线，d点为共析点， 共析反应：
d c e
td
α+β叫做共析组织； 共析线所对应的温度叫做共析温度。
§3-8 二元相图的分析和使用
1、相图分析步骤： 1.1是否存在稳定化合物。 1.2熟悉单相区的相，再根据相接触法辨别其它相 区。
•原则：在二元相图中，相图内两个相邻相区的相 数差为1（点接触除外）；
1.3找出三相共存水平线和与之接触的三个单相区， 确定平衡转变
1.4分析典型合金的结晶过程及组织。 1.4.1在两相区冷却时，每相成分沿相界线变化， 两相的相对量可由杠杆定律求出； 1.4.2在三相水平线上，各相成分一定，反应前或 反应后组成相的相对含量可由杠杆定律求出；
3、不平衡结晶及组织： •包晶偏析：由于包晶转变不能充分进行而产生 的化学成分不均匀现象。
•包晶转变的不平衡组织，可采用长时间的扩散 退火来减少或消除。
§3-7 其它类型的二元合金相图
1、组元间形成化合物的相图 形成稳定化合物的相图
2具有固态转变的二元合金相图：
2.1共析转变：由一个固 相同时析出成分和晶体结 构均不相同的两个新固相 的过程。
§3-6 包晶相图及其合金的结晶
包晶相图：两组元在液态相互无限溶解， 在固态相互有限溶解，并发生包晶转变 的二元合金系相图。例如：Pt-Ag、CuZn 相图；
1、相图分析：以 Pt-Ag相图为例；
1.1相图中的点： a点： Pt的熔点；点： Ag的熔点；e点：包晶点 1.2相图中的线： 液相线：adb线；固相线：aced线；
匀晶相图+共晶相图
2.2几个概念：
cde线为共析线，d点为共析点， 共析反应：
d c e
td
α+β叫做共析组织； 共析线所对应的温度叫做共析温度。
§3-8 二元相图的分析和使用
1、相图分析步骤： 1.1是否存在稳定化合物。 1.2熟悉单相区的相，再根据相接触法辨别其它相 区。
•原则：在二元相图中，相图内两个相邻相区的相 数差为1（点接触除外）；
冶金物理化学--相图
基本概念回顾v自由度：体系的总变量数减去独立方程数的式，为 独立变量数，也即体系的自由度。
----计算方法冶金物理化学—相图体系总变量数为：(m-1)r+2（考虑温度和压力条件下）其中：假设体系有m个组元，存在r个相，则其中m-1个组元应为独立组 元。
则变量数为：(m-1)r独立方程数：(r-1)m 故自由度: f=m+2-r相律：若C表示组元的数量，P表示相的数量，则 相律常写为f=C-P+2。
冶金物理化学（相图）基本概念回顾 几个定义：v组元：组成系统的独立化学组成物。
合金中元素 视为组元，陶瓷中某一化合物视为组元。
v相：在一个多相体系中由界面分开的物质的均匀 部分，它们具有相同的物理、化学性质和晶体结 构。
v自由度：平衡状态下，在不改变相的类型和数目 时，可以独立变化的状态函数的数量。
冶金物理化学（相图）二元相图的类型v十二个基本类型1、具有最低共溶点或称简单共晶； 2、具有稳定化合物或称同分熔点化合物； 3、具有异分熔点化合物； 4、具有固相分解的化合物； 5、固相晶型转变； 6、液相分层； 7、形成连续固溶体； 8、具有最低点或最高点的连续固溶体； 9、具有低共熔点并形成不连续固溶体； 10、具有转熔反应并形成有限固溶体； 11、具有共析反应； 12、具有包析反应。
冶金物理化学（相图）二元相图的几何元素---面、线v 二元相图由曲线、水平线、垂直线和斜线组成，这些 线把整个图面分成若干区域 区域，形成若干交点 交点。
从而形成相 图中的基本几何元素点、线、面。
v二元相图的几何元素---线二元相图的垂直线：是两组分形成化合物的组成线，可以是 稳定化合物也可以是不稳定化合物。
在化合物的熔点温度，液相和固相有相同的组成，此种化合物 即为稳定化合物，又称同分熔点化合物 同分熔点化合物；若化合物没有固定熔点 仅有分解温度，作为分解产物的固相和液相组成都与原固相化合 物不同，此化合物即为不稳定化合物，也称为异分熔点化合物 异分熔点化合物。
8包晶相图及其它二元相图、合金的凝固和组织解析
Cu-Pb偏晶合金的凝固偏析
在结晶过程中，由于两相比重不同而造成 铸锭上下部分的化学成分不均匀现象称为 比重偏析（宏观偏析） 如：Cu和Pb的比重差别大，比重小的Cu 晶体就有可能上浮至铸锭的上部，使凝固 后的合金锭上部含Cu多，下部含Cu少、
2018/10/15
15
Cu-Pb偏晶合金的组织
2018/10/15 11
4.4 包晶转变的实际应用
细化晶粒：在包晶反应前析出大量细小相， 如在Al及Al合金中添加少量Ti，Ti量超过0.15%时，从液体中析出TiAl3，在 665℃发生包晶转变：L+TiAl3→α，α相依附细小而弥散TiAl3形核，起到细 化晶粒作用 Cu及Cu合金中添加少量Fe，在Mg合金中添加少量Zr，均因在包晶转变前形 成大量细小的化合物，起非均匀形核作用，从而获得良好的细化晶粒效果
2018/10/15 6
N点以左和D点以右的合金：
固溶体合金
共晶线与包晶线：
（1）分解型 L→α+β （2）共晶线为固相线，线 上的合金在共晶温度全 部凝固完毕， （3）组织为两相混合物， 组织较细， （4）反应相成分点位于共 晶线的中间，两个生成 相位于两端 （1）合成型 L+α→β； （2）仅MN为固相线，MD非固 相线，MD的合金包晶转变后有 过剩的液体，L→β； （3）组织：MN合金为α+β两相 混合物，组织较粗，DM合金为 单相β； （4）两个反应相成分点位于包 晶线的两端，一个生成相位于中 间。
4
2018/10/15
β相依附在α相上形核成长， 并把α相包围起来，将α相和 液相分隔开，故名包晶反应
X合金： T1：L→α， T2：LD＋αN→βM ， T2-T3：L→β T3：全部凝固完毕，室 温组织β
3 包晶相图 相图分析方法
Pt-Ag, Cu-Co, Pt-Re, Pt-W, Al-Ti, Pt-Ru MgSiO3-MnSiO3, CaSiO3-MnSiO3, FeOMnO
包晶相图
简单包晶相图
包晶相图
液 相
固相线 固溶线
线
相图分析
包晶相图
包晶转变
LC + α D → β P
在一定温度下，由一固定成分的液相与一个固定成分的 固相作用，生成另一个成分固相的反应，称为包晶转变。
合晶相图
• 两个成分一定的液相相互作用形成一个均匀固相的 恒温转变
其他相图
含有双液共存区的相图
其他相图
熔晶相图
熔晶转变：由一个 已结晶的固相在恒 温下转变为一个液 相和另一个固相。 即发生固相的再熔 现象。
其他相图
固溶体发生有序－无序 转变的相图
在一定成分范围内，高 温下形成的β是无序的； 低温发生有序化转变，即 β → β’ β’相为有序固溶体 （ Cu、Zn两种原子在晶 体中呈规则排列，类似于 化合物，又称为超结构）。
相图分析方法
示例——Ni-Be相图
共晶转变 L → α+ γ 共晶转变 L → γ+δ
共晶转变 L → δ + β(Be) 共析转变β(Βe) → δ+α(Βe)
注意事项
相图是在平衡条件下测定的，而实际中的 很少能达到平衡状态。 相图不能给出相的形状、大小和分布。 相图可能存在误差和错误。
β+αⅡ
包晶相图
包析转变相图
由两个一定成分的 固相，在恒温下转 变成另一个一定成 分的固相的过程。
Fe-B相图
包析线：
• 910℃水平线
包晶反应及其结晶过程
Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ:包晶反 应
ⅣⅤⅥⅦ: 共析反应
Ⅷ、Ⅸ: 包析反应
Ⅹ: 熔晶反应
Ⅺ: 共晶反应
O点成分合金结晶过 程分析
作业
P229 1、5.6, 9,10,11 思考：8，12,13
指出下列相图中的错误之处
复杂相图分析
稳定中间相可把相图分成几个部分 根据标注的单相区, 根据相接触原则填写空
白相区 利用典型成分分析合金的结晶过程和组织
转变, 并利用杠杆定律分析各相相对量
复杂相图举例
复 杂 相 图 举 例
ξ
Ⅷ Ⅸ
七个单相区: 、 、 、、、、
十一条水平线对应十 一个恒温反应
判 断 合 金 的 工 艺 性 能
根据相图判断合金的工艺性能 铸造性能: 结晶的温度间隔和成分间隔越大，流动性
越差；铸造合金一般选用近共晶成分的合金 压力加工性能: 单相固溶体的塑性好
二元相区之间，必有一个由这两个相所 组成的两相区，两个单相区不能以一条线分开；两个两相 区以单相区或三相区（水平线）隔开。
二元相图中的三相平衡区必定是一条等温水平线，一般发 生恒温反应（自由度为零）。在这条水平线上，存在三个 表示各平衡相的成分点（即单相区与水平线的接触点）， 其中两点位于水平线的两端。每条水平线上、下方必和三 个两相区连接
根据上述规律和热力学基本原理可以绘制一些二元相图或 判别二元相图的正确性
指出下列相图中的错误之处
、、 +
包晶点成分的结晶过程
包晶点成分的结晶过程
室温组织为
成分在d~p之间的结晶过 程
成分在p~b之间的结晶过 程
室温组织 （ d~p之间）: + + Ⅱ+ Ⅱ
p~b之间: + Ⅱ
ⅣⅤⅥⅦ: 共析反应
Ⅷ、Ⅸ: 包析反应
Ⅹ: 熔晶反应
Ⅺ: 共晶反应
O点成分合金结晶过 程分析
作业
P229 1、5.6, 9,10,11 思考：8，12,13
指出下列相图中的错误之处
复杂相图分析
稳定中间相可把相图分成几个部分 根据标注的单相区, 根据相接触原则填写空
白相区 利用典型成分分析合金的结晶过程和组织
转变, 并利用杠杆定律分析各相相对量
复杂相图举例
复 杂 相 图 举 例
ξ
Ⅷ Ⅸ
七个单相区: 、 、 、、、、
十一条水平线对应十 一个恒温反应
判 断 合 金 的 工 艺 性 能
根据相图判断合金的工艺性能 铸造性能: 结晶的温度间隔和成分间隔越大，流动性
越差；铸造合金一般选用近共晶成分的合金 压力加工性能: 单相固溶体的塑性好
二元相区之间，必有一个由这两个相所 组成的两相区，两个单相区不能以一条线分开；两个两相 区以单相区或三相区（水平线）隔开。
二元相图中的三相平衡区必定是一条等温水平线，一般发 生恒温反应（自由度为零）。在这条水平线上，存在三个 表示各平衡相的成分点（即单相区与水平线的接触点）， 其中两点位于水平线的两端。每条水平线上、下方必和三 个两相区连接
根据上述规律和热力学基本原理可以绘制一些二元相图或 判别二元相图的正确性
指出下列相图中的错误之处
、、 +
包晶点成分的结晶过程
包晶点成分的结晶过程
室温组织为
成分在d~p之间的结晶过 程
成分在p~b之间的结晶过 程
室温组织 （ d~p之间）: + + Ⅱ+ Ⅱ
p~b之间: + Ⅱ
共晶包晶相图
L→L1+L2 α→α1 +α2
转变方式有二种： (1) 形核长大方式，需要克服形核能垒， (2) 没有形核阶段的不稳定分解，称为调
幅分解。
整理版ppt
56
7.3.4 溶混间隙相图与调幅分解
从自由能一成分曲线可知， 在两个极小值之间为热力学不 稳定区，该任一成分的固溶体 相都会分解成为两个成分对应 于两个极小值的相，但是在拐 点迹线内外的溶混间隙区，分 解方式是不同的，
整理版ppt
52
2.包晶合金的凝固及其平衡组织
c. 10.5%＜ω(Ag)＜42.4%的Pt - Ag合金(合金Ⅲ)
整理版ppt
53
L+ε→η L → η +ε
整理版ppt
54
整理版ppt
55
7.3.4 溶混间隙相图与调幅分解
溶混间隙:是两种L或两种固溶体不相混溶的 现象。它可以出现在单相L中，也可以出现在 单一固溶体区内，成分不同，结构相同。
相 组 成
28
亚共晶合金的平衡结晶过程
整理版ppt
29
亚共晶组织(50% Sn 的Pb-Sn合金)
共晶()
Ⅱ
整理版ppt
初生
30
4T0 0 A
300
L
200 M L+
+
100
T/℃
B E t1 L+ t1 t2 N （ +Ⅱ）
L
t2
L t2' +
L
+
+ Ⅱ
F
0
G
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
t/s
Pb
WSn(%) Sn
转变方式有二种： (1) 形核长大方式，需要克服形核能垒， (2) 没有形核阶段的不稳定分解，称为调
幅分解。
整理版ppt
56
7.3.4 溶混间隙相图与调幅分解
从自由能一成分曲线可知， 在两个极小值之间为热力学不 稳定区，该任一成分的固溶体 相都会分解成为两个成分对应 于两个极小值的相，但是在拐 点迹线内外的溶混间隙区，分 解方式是不同的，
整理版ppt
52
2.包晶合金的凝固及其平衡组织
c. 10.5%＜ω(Ag)＜42.4%的Pt - Ag合金(合金Ⅲ)
整理版ppt
53
L+ε→η L → η +ε
整理版ppt
54
整理版ppt
55
7.3.4 溶混间隙相图与调幅分解
溶混间隙:是两种L或两种固溶体不相混溶的 现象。它可以出现在单相L中，也可以出现在 单一固溶体区内，成分不同，结构相同。
相 组 成
28
亚共晶合金的平衡结晶过程
整理版ppt
29
亚共晶组织(50% Sn 的Pb-Sn合金)
共晶()
Ⅱ
整理版ppt
初生
30
4T0 0 A
300
L
200 M L+
+
100
T/℃
B E t1 L+ t1 t2 N （ +Ⅱ）
L
t2
L t2' +
L
+
+ Ⅱ
F
0
G
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
t/s
Pb
WSn(%) Sn
共晶、包晶、共析
形态不同，分属不同的组织组成物。 将组织组成物标注在相图中，可使所标注的组织与
显微镜下观察到的组织一致。
Pb-Sn亚共晶组织
组织组成物在相图上的标注
3、二元包晶相图
当两组元在液态下完全互溶，在固态下有限互溶，
并发生包晶反应时所构成的相图称作包晶相图。
以Pt-Ag相图为例简要分析
⑴ 相图分析
⑶ 组织组成物在相图上的标注 组织组成物是指组成合金显微组织的独立部分。
Ⅰ和Ⅰ, Ⅱ 和Ⅱ,共晶体 (+)都是组
织组成物。
相与相之间 的差别主要 在结构和成 分上。
组织组成物之间的差别主要在形态上。如Ⅰ 、 Ⅱ 和共晶 的结构成分相同，属同一个相，但它们的
β 在L与α的界面上形核，并向L 变或包晶反应。
和两个方向长大。
⑵ 合金的结晶过程 ① 包晶成分合金：匀晶包晶二次析出。
室温组织为β + II
② PD成分合金：匀晶包晶二次析出。
室温组织为 +βII+β + II
时间
③ DC成分合金：匀晶包晶匀晶二次析出
一般十分
细小。
Q
QⅡ
Ⅰ合金室温组织
为 + Ⅱ 。
A C
F
B 成分大于 D点合金结晶
E
D
过程与Ⅰ合金相似，室
温组织为 + Ⅱ 。
G
③ 亚共晶合金(Ⅲ合金)的结晶过程
合金液体在2点以前为匀晶转变。冷却到2点，固相成 分变化到C点，液相成分变化到E点, 此时两相的相对
重量为：
QL( E )
C 2 100%, CE
Q
2E 100% CE
显微镜下观察到的组织一致。
Pb-Sn亚共晶组织
组织组成物在相图上的标注
3、二元包晶相图
当两组元在液态下完全互溶，在固态下有限互溶，
并发生包晶反应时所构成的相图称作包晶相图。
以Pt-Ag相图为例简要分析
⑴ 相图分析
⑶ 组织组成物在相图上的标注 组织组成物是指组成合金显微组织的独立部分。
Ⅰ和Ⅰ, Ⅱ 和Ⅱ,共晶体 (+)都是组
织组成物。
相与相之间 的差别主要 在结构和成 分上。
组织组成物之间的差别主要在形态上。如Ⅰ 、 Ⅱ 和共晶 的结构成分相同，属同一个相，但它们的
β 在L与α的界面上形核，并向L 变或包晶反应。
和两个方向长大。
⑵ 合金的结晶过程 ① 包晶成分合金：匀晶包晶二次析出。
室温组织为β + II
② PD成分合金：匀晶包晶二次析出。
室温组织为 +βII+β + II
时间
③ DC成分合金：匀晶包晶匀晶二次析出
一般十分
细小。
Q
QⅡ
Ⅰ合金室温组织
为 + Ⅱ 。
A C
F
B 成分大于 D点合金结晶
E
D
过程与Ⅰ合金相似，室
温组织为 + Ⅱ 。
G
③ 亚共晶合金(Ⅲ合金)的结晶过程
合金液体在2点以前为匀晶转变。冷却到2点，固相成 分变化到C点，液相成分变化到E点, 此时两相的相对
重量为：
QL( E )
C 2 100%, CE
Q
2E 100% CE
匀晶相图、共晶相图、包晶相图
许多合金系都具有包晶转变，例如Pt-Ag、Sn-Ag、 Cd-Hg、Cu-Zn、Cu-Sn等。Pt-Ag合金相图是一种 比较简单的包晶相图，下面以此为例进行分析。
2、相图分析
1717820A0
1600
1400
温 度
1200
1000
800
600
400
0E
Pt
点：D
L
C 1186
D
10.5
42.4
+
Ma/Mb =(Cb-C)/（C-Ca）
1000
若M=Ma+ Mb为已知量，那么， 900
两相的绝对含量为：
800 0
Ca
Cb
20
40 C
60
80
100
Ma=(Cb-C) /（Cb-Ca）
Ni
W (%)
Cu
Cu
Mb=(C-Ca) /（Cb-Ca）
Ca
C
Cb
Ma
Mb
三、平衡结晶与非平衡结晶
平衡结晶：在结晶过程中，原子的扩散在固
后结晶出来的，含A元素少
先结晶出来的，含A元素多
富Cu 相 富Ni 相
Cu-Ni合金晶内偏析的组织
非平衡结晶
晶内偏析
1500
L
1400
塑性、韧性下降，易引起 1300
晶内腐蚀，热加工困难
1200
+ L
1100
扩散退火
1000
900
800 0 Ni
加热温度范围
20
40
60
80
100
W (%)
Cu
+ Ⅱ
G
30 40 50 60 70 80 90 100
2、相图分析
1717820A0
1600
1400
温 度
1200
1000
800
600
400
0E
Pt
点：D
L
C 1186
D
10.5
42.4
+
Ma/Mb =(Cb-C)/（C-Ca）
1000
若M=Ma+ Mb为已知量，那么， 900
两相的绝对含量为：
800 0
Ca
Cb
20
40 C
60
80
100
Ma=(Cb-C) /（Cb-Ca）
Ni
W (%)
Cu
Cu
Mb=(C-Ca) /（Cb-Ca）
Ca
C
Cb
Ma
Mb
三、平衡结晶与非平衡结晶
平衡结晶：在结晶过程中，原子的扩散在固
后结晶出来的，含A元素少
先结晶出来的，含A元素多
富Cu 相 富Ni 相
Cu-Ni合金晶内偏析的组织
非平衡结晶
晶内偏析
1500
L
1400
塑性、韧性下降，易引起 1300
晶内腐蚀，热加工困难
1200
+ L
1100
扩散退火
1000
900
800 0 Ni
加热温度范围
20
40
60
80
100
W (%)
Cu
+ Ⅱ
G
30 40 50 60 70 80 90 100
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C 包晶转变是恒温转变，实际生产时不能提供恒温条件。
答案：AB 这两条都是在实际生产中包晶转变不能充分进行的原因 。
40
41
Байду номын сангаас
22
（4）共析转变相图 由一个一定成分
的固相，在恒温
下同时转变成另 外两个一定成分 的固相的过程， 称为共析转变。
Ti (Ti )
590 o C
Fe-Ti相图
23
（5）包析转变相图
由两个一定成分
的固相，在恒温
下转变成另一个
一定成分的固相 的过程，称为包 析转变。
Fe2 B
Pt-Ag相图
11
L L多 L多 II
匀晶 包晶 匀晶 脱溶
12
13
10.5%<Ag<42.4%的Pt-Ag合金
Pt-Ag相图
14
L L多 多 II II
（3）组元间形成不稳定化合物的相图
不稳定化合物是指两组元形成的没有明显熔点， 并在一定温度就发生分解的化合物。
28
二元系各类恒温转变图型
29
30
31
3.8 二元相图的分析和使用
32
复杂二元相图的分析步骤
对于一个复杂的二元相图，首先看是否有稳定的化合
物，如果有则以稳定化合物为界把相图划分成几个简 单相图再进行下一步分析。 根据相区接触法则，区别各相区。 找出恒温转变的水平线，根据水平线周围相邻的相区 情况确定恒温转变的类型。这是分析相图的关键。 利用相图分析典型合金结晶过程及组织。
33
I. 包晶转变
L
Ⅱ.包晶转变
L
Ⅲ.包晶转变
L
34
Ⅳ.共析转变
Ⅴ.共析转变
Ⅵ.共析转变
Ⅶ.共析转变
35
Ⅷ.包析转变
Ⅸ.包析转变
Ⅹ.熔晶转变
L
Ⅺ. 共晶转变
由液相同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变。
1
共晶系合金一般以共晶点为界进行分类，可以分为：
Sn<19.2%和Sn>97.5% 的合金可以看作是匀晶合金
共晶合金 亚共晶合金
过共晶合金
2
3
3.6 包晶相图
由一个液相与一个固相
在恒温下生成另一个固 相的转变称为包晶晶转
L
6
相区
单相区
两相区
三相线
Pt-Ag相图
7
（2）Pt-Ag合金的平衡凝固
含42.4%Ag的Pt-Ag合金
Pt-Ag相图
8
L L多 II
匀晶转变 包晶转变 脱溶转变
9
10
42.4%<Ag<66.8%的Pt-Ag合金
L
36
应用相图要注意的问题
相图只能给出合金在平衡条件下存在的相和相 对量，并不表示相的形状、大小和分布，而这
些主要取决于相的特性及形成条件。
相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件 下，合金很少能达到平衡状态。
37
本节要点
概念：包晶转变、共析转变、偏晶转变、 熔晶转变、合晶转变、包析转变
变。
两组元在液态无限溶解，
在固态有限固溶，并且
发生包晶反应的相图， 称为包晶相图。
4
(1) 相图分析
Pt-Ag相图
5
点
A点、B点、C点
D点、P点、E点\F
线
ACB线为液相线
APDB线为固相线 CDP线是包晶转变线,PE线为Ag在Pt中的固溶 度曲线
DF线为Pt在Ag中的固溶度曲线
αC+L2D
20
（2）熔晶转变相图
熔晶转变相图
熔晶转变是一个固 相转变为另一个固 相和一个液相的恒 温转变。
L
13810 C
Fe-B相图
21
（3）合晶转变相图
由两个一定成分的液相L1和L2，在恒温下转变为一
个一定成分的固相的过程，称为合晶转变。
557c L1 L2
910o C
Fe-B相图
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2 .组元间形成稳定化合物的相图
稳定化合物是指两组元形成的具有一定熔点，并 在熔点以下保持固有结构不发生分解的化合物。
Mg-Si相图就是具有稳定化合物的相图，当含Si
36.6%时，Mg-Si形成稳定化合物Mg2Si，其熔点
为1087℃。
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Mg-Si相图
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3.7 其他类型的二元相图
1.其他类型的恒温转变相图 (1).偏晶相图
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偏晶相图 组元的原子体积或熔点差别较大的合金体系中， 合金系在接近结晶温度时，液相不完全互溶，甚至 互不溶解。在形成有限液溶体的合金体系中，结晶 时常常出现偏晶反应。 虚线EOD是液相溶解度曲线，
在此曲线以上液相是均一的，在 此曲线以下液相分解成两个液溶 体L1和L2。L1的成分沿OE线变化， L2的成分沿OD线变化。 CED---偏晶线，E—偏晶点 偏晶反应：L1E
包晶合晶的凝固过程
复杂二元相图的分析
下节内容：包晶相图
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思考题
1. 和二元共晶转变一样，二元包晶转变也是恒温转 变。
A是
B否 答案：A
二元系的包晶转变是恒温转变。这可以通过相律计算，
此时系统的自由度为0
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思考题
2.实际生产中包晶转变难以进行完全的原因是： A 实际生产时金属的冷却速度大； B 包晶转变受固态中原子扩散速度慢的影响；
匀晶 包晶 脱溶
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（4）具有包晶转变的合金的不平衡凝固
包晶反应时原子迁移示意图
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由于包晶转变时，L和α相中的A、B组元的扩散 都必须通过β相进行，而原子在固相中的扩散速度
很慢，因此包晶转变的速度也相当慢，所以在实
际生产条件下，由于冷却速度较快，原子不能进 行充分扩散，因此包晶转变也不能充分进行。