第三章5 共晶相图ppt课件
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共晶相图2011
1
T（℃）
TA
L
L＋
M
183℃
L＋ TS
E
N
＋
F
G
Pb
Sn
2
一、相图分析
1． 区域划分
单相区：三个
L、 、
双相区：三个
T（℃）
区： L＋ 、 L＋ 、
TA
L
＋
三相区：一个（水平线）
L＋ ＋
L＋
M
183℃
＋
L＋ TS
E
N
F
G
Pb
Sn
3
共晶线：
M-E-N
液相线：
线： TA——E——TS
T（℃） TA
M
L 50%Sn
L＋
L＋ TS
E
N
＋
相组成： ＋
F
G
Pb
Sn
组织组成：初 ＋ （＋）共＋ II ＋II
忽略 19
50pb-50sn
20
（2）杠杆定律计算
—— 计算共晶反应刚刚结 束时，相和组织的相 对含量
T（℃） TA
相含量：
以合金平均成分点为支点 以两相成分点为端点
M
F Pb
L 50%Sn
L＋
L＋ TS
E
N
＋
G
c
Sn
%
CN MN
100%
97.5 50 100% 60.5% 97.5 19
%
MC
100%
50 19 100% 39.5%
MN
97.5 19
21
组织相对含量： 计算共晶转变刚刚结束 时组织 初、(＋)共的含量
由结晶过程知，（＋）共的含量为即将开始共晶转变时L
T（℃）
TA
L
L＋
M
183℃
L＋ TS
E
N
＋
F
G
Pb
Sn
2
一、相图分析
1． 区域划分
单相区：三个
L、 、
双相区：三个
T（℃）
区： L＋ 、 L＋ 、
TA
L
＋
三相区：一个（水平线）
L＋ ＋
L＋
M
183℃
＋
L＋ TS
E
N
F
G
Pb
Sn
3
共晶线：
M-E-N
液相线：
线： TA——E——TS
T（℃） TA
M
L 50%Sn
L＋
L＋ TS
E
N
＋
相组成： ＋
F
G
Pb
Sn
组织组成：初 ＋ （＋）共＋ II ＋II
忽略 19
50pb-50sn
20
（2）杠杆定律计算
—— 计算共晶反应刚刚结 束时，相和组织的相 对含量
T（℃） TA
相含量：
以合金平均成分点为支点 以两相成分点为端点
M
F Pb
L 50%Sn
L＋
L＋ TS
E
N
＋
G
c
Sn
%
CN MN
100%
97.5 50 100% 60.5% 97.5 19
%
MC
100%
50 19 100% 39.5%
MN
97.5 19
21
组织相对含量： 计算共晶转变刚刚结束 时组织 初、(＋)共的含量
由结晶过程知，（＋）共的含量为即将开始共晶转变时L
金属学与热处理共晶相图(共51张PPT)
金称为亚共晶合金。
20
21
亚共晶合金凝固过程示意图
L 匀晶转变 L多 共晶转变 脱溶转变 ( ) II ( ) 22
50%Sn-Pb 合金显微组织
23
相的相对量：
% 97.5 50 60%, % 50 19 40%
97.5 19
97.5 19
组织的相对量：
初%
共晶系合金的不平衡凝固 铅锡合金组织分区图 C 一般是一条斜线，水平线是特殊情况。 通过均匀化退火可以消除树枝状偏析。 伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。
答案：B 组织组成物是指合金在结晶过程中，形成的具有特定形态特征的独立组成部分。
铅锡共晶合金的显微组织 组织组成物是指合金在结晶过程中，形成的具有特定形态特征的独立组成部分。
n 当有一相或两相都具有较强的非金属性时，它们表现出 较强的各向异性，不同方向的生长速度不同，并且有特 定的角度关系，同时生长过程要求的动态过冷度也有差 异，往往有一个相在生长中起主导作用，决定了两相的 分布，共晶体的形态也具有独特性，这时常见的形态有 针状、骨肋状、蜘蛛网状、螺旋状等。
34
层片状 （Al-CuAl2，定向凝固）
伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。 分析：共晶组织是由成分为E点的液相转变而来的，计算出共晶转变开始时液相的相对量即可。
伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。 可能产生离异共晶示意图 C 温度低于固相线的合金为固态;
两组元熔点大致相同的，一般出现对称的伪共晶区； D 温度高于固相线的合金为液态。
解：首先选择a+β二相区，选择共晶温度，合金的平均成分
49%为杠杆的支点。应用杠杆定律计算如下：
50
思考题
7、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晶
20
21
亚共晶合金凝固过程示意图
L 匀晶转变 L多 共晶转变 脱溶转变 ( ) II ( ) 22
50%Sn-Pb 合金显微组织
23
相的相对量：
% 97.5 50 60%, % 50 19 40%
97.5 19
97.5 19
组织的相对量：
初%
共晶系合金的不平衡凝固 铅锡合金组织分区图 C 一般是一条斜线，水平线是特殊情况。 通过均匀化退火可以消除树枝状偏析。 伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。
答案：B 组织组成物是指合金在结晶过程中，形成的具有特定形态特征的独立组成部分。
铅锡共晶合金的显微组织 组织组成物是指合金在结晶过程中，形成的具有特定形态特征的独立组成部分。
n 当有一相或两相都具有较强的非金属性时，它们表现出 较强的各向异性，不同方向的生长速度不同，并且有特 定的角度关系，同时生长过程要求的动态过冷度也有差 异，往往有一个相在生长中起主导作用，决定了两相的 分布，共晶体的形态也具有独特性，这时常见的形态有 针状、骨肋状、蜘蛛网状、螺旋状等。
34
层片状 （Al-CuAl2，定向凝固）
伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。 分析：共晶组织是由成分为E点的液相转变而来的，计算出共晶转变开始时液相的相对量即可。
伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。 可能产生离异共晶示意图 C 温度低于固相线的合金为固态;
两组元熔点大致相同的，一般出现对称的伪共晶区； D 温度高于固相线的合金为液态。
解：首先选择a+β二相区，选择共晶温度，合金的平均成分
49%为杠杆的支点。应用杠杆定律计算如下：
50
思考题
7、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晶
材料热力学课件—简单共晶三元相图
C初晶+(B+C)二元共晶+(A+B+C)三元共晶
C初晶+(A+C)二元共晶+(A+B+C)三元共晶
A初晶+(A+C)二元共晶+(A+B+C)三元共晶
A初晶
+(A+B+C)三元共晶
B初晶
+(A+B+C)三元共晶
C初晶
+(A+B+C)三元共晶
(A+B)二元共晶+(A+B+C)三元共晶
(B+C)二元共晶+(A+B+C)三元共晶
2023/2/13
7
L→A+B三相区
L→A+C三相区
2023/2/13
L→B+C三相区
8
小结----简单三元共晶相图空间模型 由点、线、面、区构成。
点：3个二元共晶点，1个三元共晶 点,
线：3条二元共晶线或单变量线，
面：3个初晶液相面，3组6个二元共 晶开始面，3个二元共晶完毕面，1个三 元共晶水平面
A+B+C三相区
2023/2/13
5
三组共六个二元共晶开始面
右图为L→A + B的开始 面，即e1EαA1和 e1EbB1两个面，其完 毕面与三元共晶等温面 αEb重叠
2023/2/13
6
三个二元共晶完毕面=一个三元共晶面 AB二元共晶完毕面aEb，BC二元共晶完毕面 bEc，AC二元共晶完毕面cEa，与三元共晶水平 面重合，即：二元共晶反应完毕就是三元共晶反 应开始。
2023/2/13
共晶、包晶、共析PPT演示课件
成分位于共晶点以左的合金称亚共晶合金，位于共
晶点以右的合
金称过共晶合
A
金。 凡具有共晶线
成分的合金液
L+
B
C
D
体冷却到共晶
温度时都将发
生共晶反应。
6
⑵ 合金的结晶过程
①共晶合金(Ⅱ合金)的结晶过程 液态合金冷却到E 点时， Pb和Sn同时达到饱和, 发
生共晶反应：LE ⇄(C+D) 。
1’
19.2
wt%Sn
7
析出过程中两相相间 形核、互相促进、共 同长大，因而共晶组 织较细，呈片、棒、 点球等形状。
8
共晶组织形态
针
树
状
枝
共
状
晶
共
晶
放
螺
射
旋
状
状
共
共
晶
晶
9
在共晶转变过程中，L、
、 三相共存, 三个相的
量在不断变化，但它们各 自成分是固定的。
共晶组织中的相称共晶相.
三相区：L++ （水
平线PDC）
23
水平线PDC称包晶线，与该线 在一定温度下，由 成分对应的合金在该温度下发 一个液相包着一个
生包晶反应：LC+P⇄β D 。该 固相生成另一新固 反应是液相L包着固相, 新相 相的反应称包晶转
和共晶 中析出Ⅱ，从 共晶 中析出Ⅱ。其室温 组织为Ⅰ+ (+) + Ⅱ。
亚共晶合金的 结晶过程
18
④ 过共晶合金结晶过程 与亚共晶合金相似，不同的
是一次相为 , 二次相为Ⅱ 室温组织为Ⅰ+(+)+Ⅱ。
第三章 共晶相图及其结晶 (2)
LwB=0.75==αwB=0.15 +β wB=0.95
求(1)wB=0.50的合金凝固后， α初与共晶体(α+ β)的相对量；
α相与 β相的相对量。 (2)若共晶反应后β初和(α+ β)共晶各占一半，问合金成分 如何。
例题4.3.3:WB=40%的合金定向凝 固，液-固界面平直，液相成分始 终保持均匀，固相中扩散忽略。 (1)求凝固后金属棒中共晶体的相 对量。 (2)求平衡凝固后共晶体的相对量
铁碳相图
(2)偏晶相图 • 偏晶转变：一定温度下从一定成的一种液相中分解 出一个固相与另一种成份的液相，且固相的相对量 总是偏多的转变。 反应式：L1 L2+α
图形特点： α
L1 L2
• 相图实例：Cu-Pb，Cu-O，Mn-Pb，Cu-S
Cu-Pb二元相图
(3)熔晶相图 • 熔晶转变：一定温度时，从一个固相分解成一个 液相和另一个固相的反应。 反应式：δ γ+L 图形特点： γ δ
kR
1 2
• 形态：取决于两相的体积分 数和相界面的比界面能。 一相的体积分数小于30%，且比界面能较高时，易 形成棒状共晶。 一相的体积分数在30%~50%时，利于形成层片状。
第 三 节 二 元 共 晶 相 图
（二） 粗糙-平滑界面（金属-非金属型）共晶 • 特点：形态不规则
（三） 平滑-平滑界面共晶 特点：形态很不规则
四、 共晶系合金的非平衡凝固和组织
（一） 伪共晶组织 • 伪共晶：由非共晶成分的合金所 得到的完全共晶组织。 • 形成原因：不平衡结晶；成分位 于共晶点附近。 • 伪共晶区的位置：与共晶两相的 结晶速度有关。偏向晶体结构复 杂及具有平滑界面的相的一边。
共晶包晶相图PPT课件
t3温度以下： Ⅱ(脱溶转变)
室温组织： +Ⅱ
.
13
合金Ⅰ的平衡结晶过程
.
14
合金Ⅰ的平衡结晶过程
.
15
400
T
327.5
A L
300
T/℃
Ⅰ
L+
200 M 19
183
61.9 E
t1
t1'
L +
( +)
100
+
+ L
0F
P0b 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 7 0 8 0 9 0 1 0 0
5694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拐点迹线内自发地分离自发地分离成为两种成分不同的液相拐点迹线外需克服新相形成的能垒先形核然后长大
7.3.2共晶相图及其合 金的凝固
.
拐点迹线内自发地分离成为两 种成分不同的液相，
拐点迹线外需克服新相形成的 能垒，先形核然后长大。
.
57
.
58
.
59
7.3.5. 其他类型的二元相图
1. 具有化合物的二元相图 2. 具有偏晶转变的相图 3. 具有合晶转变的相图 4. 具有熔晶转变的相图 5. 具有固态转变的二元相图
.
60
1. 具有化合物的二元相图
L
D'
L
L
+ Ⅱ
t/s
45
只有P点成分的合金才能在 包晶反应后得到100％的β相，P 点左侧会有α相剩余，P点右侧 会有L相剩余。
Sb（锑）-16%Fe合金包晶组织
室温组织： +Ⅱ
.
13
合金Ⅰ的平衡结晶过程
.
14
合金Ⅰ的平衡结晶过程
.
15
400
T
327.5
A L
300
T/℃
Ⅰ
L+
200 M 19
183
61.9 E
t1
t1'
L +
( +)
100
+
+ L
0F
P0b 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 7 0 8 0 9 0 1 0 0
5694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拐点迹线内自发地分离自发地分离成为两种成分不同的液相拐点迹线外需克服新相形成的能垒先形核然后长大
7.3.2共晶相图及其合 金的凝固
.
拐点迹线内自发地分离成为两 种成分不同的液相，
拐点迹线外需克服新相形成的 能垒，先形核然后长大。
.
57
.
58
.
59
7.3.5. 其他类型的二元相图
1. 具有化合物的二元相图 2. 具有偏晶转变的相图 3. 具有合晶转变的相图 4. 具有熔晶转变的相图 5. 具有固态转变的二元相图
.
60
1. 具有化合物的二元相图
L
D'
L
L
+ Ⅱ
t/s
45
只有P点成分的合金才能在 包晶反应后得到100％的β相，P 点左侧会有α相剩余，P点右侧 会有L相剩余。
Sb（锑）-16%Fe合金包晶组织
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
材料科学基础(材料的相结构与相图之五)PPT课件
.
1
共晶相图(Pb-Sn)
.
2
形成条件：两组元在液态可无限互溶，而固态只能 部分互溶，甚至完全不溶。
两组元的混合使合金的熔点比各组元低，因此，液 相线从两端纯组元向中间凹下，两条液相线的交 点所对应的温度称为共晶温度。
在该温度下，液相通过共晶凝固同时结晶出两个固 相，这样两相的混合物称为共晶组织或共晶体。
a. w(Sn)＜19％的合金
b. 高于液相线：Ｌ相
c. 液相线与固相线之 间：Ｌ＋(Pb)
d. 固相线与固溶度线 之间: (Pb)的冷却
e. 低于固溶度线： (Pb)中析出II(Sn)
f. 简单表示方法：
g. Ｌ相Ｌ＋(Pb) 冷却＝,＋II
பைடு நூலகம்
.
6
凝固组织
.
7
b. 共晶合金 平衡凝固过程： Ｌ相Ｌ=(Pb)+(Sn) =,＋II,和=,+ II 室温平衡组织：(＋ )共
实际生产中的冷速较快，固体中的原子扩散 往往不能充分进行，导致包晶反应的不完 全性，即在低于包晶温度下，将同时存在 未参与转变的液相和相，其中液相在继 续冷却过程可能直接结晶出相或参与其 他反应，而相仍保留在相的心部，形成 包晶反应的非平衡组织(包晶偏析).
.
25
另外，某些原来不发生包晶反应的合金，在 快冷条件下，由于初生相a凝固时存在枝 晶偏析而使剩余的L和a相发生包晶反应， 出现某些平衡状态下不应出现的相。
二. 共晶相图及其合金的凝固
共晶合金的一些特殊的性质：
①比纯组元熔点低，简化了熔化和铸造的操作；
②共晶合金比纯金属有更好的流动性，其在凝固之 中防止了阻碍液体流动的枝晶形成，从而改善 铸造性能；
共晶相图及其结晶.ppt
4
第六节 包晶相图及其合金的结晶
(19)
• 包晶转变：一定温度下，由特定成分的固相与确定成 分的液相发生反应生成另一种特定成分的固相的转变。 • 包晶相图：两组元液态无限互溶，固态有限互溶并具 有包晶转变的相图。 • 图形特点：
L β Lp+αc = βD 一、相图分析 点： 线： 区：
1 2 3 5
第五节 共晶相图及其合金的结晶
1
2
3
5
6
7
8
9
2019/4/24
4
一、 相图分析
液相线: AEB ； 固相线: ACEDB 固溶体溶解度线： FC, GD 共晶线： CED 水平线； 共晶点：E 点
A
(2) B
C
E
D
F
G
相 区： 单相区 ：L、α、β 两相区： L+α、L+β、α+β 三相区： L+α+β 共晶转变式： LE αM + βN
(11)
1
2
3
5
6
7
8
9
2019/4/24
4
(12)
（一） 粗糙-粗糙界面（金属-金属型）共晶 • 类型：金属-金属共晶、金属-金属间化合物共晶 • 特点：形态简单规则 • 形成机理：两相交替形核长大 • 片层厚度：相邻两相单片厚度 之和。过冷度大，R大，层片薄。
kR
1 2
• 形态：取决于两相的体积分 数和相界面的比界面能。 一相的体积分数小于30%，且比界面能较高时，易 形成棒状共晶。 一相的体积分数在30%~50%时，利于形成层片状。
1
2
3
5
6
7
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
第三章5 共晶相图
1-2点,匀晶转变,结晶出α 固溶体； 温度降到2点,α 相和剩余液相成分 分别达到M点和E点,在共晶温度tE发 生共晶转变: 转变结束后组织:先共晶α 相和共 晶组织(α +β ) 在2点以下继续冷却,将从α 相(先 共晶α 相和共晶组织中的α 相)和β 相分别析出次生相β Ⅱ和α Ⅱ 室温组织: α +β
E为共晶点, tE为共晶温度,成分在共晶点的合金为 共晶合金，成分在共晶点以左，M点以右的合金称 亚共晶合金，成分位于共晶点以右，N点以左的合 金称过共晶合金.
二、典型合金的平衡结晶过程
1 含锡量wSn≤19%的合金Ⅰ（wSn=10% ）
缓冷到1点时,开始从液相结晶出固溶体.随温度降低, 数量 不断增多,L相数量不断减少.其成分分别沿固相线AM和液相线 AE变化. 冷却到2点,结晶完毕,全部变为固溶体,成分与原始液相相同 (匀晶转变)
Ⅱ+(α +β )
LE t E M N
亚共晶合金: 成分位于共晶点E点以左,M点以右
两相的含量可用杠杆定律求出:
比如,温度降到2点,α 相和 剩余液相成分分别达到M点 和E点, 两相的含量分别为:
E2 61.9 50 100 % 100 % 27.8% ME 61.9 19 M2 50 19 wL 100 % 100 % 72.2% ME 61.9 19 w
为分析组织方便,了解合金系中任一合金在任何温度 下的组织形态,常把合金平衡结晶后的组织直接填写 在合金相图上，如图
合金的组织组成物和相组成物的相对含量都可以
用杠杆定律计算。
例如,WSn=30%的合金 共晶转变结束后，α相 和（α＋β）共晶组织 的含量分别为:
W
PE 2 ME
E为共晶点, tE为共晶温度,成分在共晶点的合金为 共晶合金，成分在共晶点以左，M点以右的合金称 亚共晶合金，成分位于共晶点以右，N点以左的合 金称过共晶合金.
二、典型合金的平衡结晶过程
1 含锡量wSn≤19%的合金Ⅰ（wSn=10% ）
缓冷到1点时,开始从液相结晶出固溶体.随温度降低, 数量 不断增多,L相数量不断减少.其成分分别沿固相线AM和液相线 AE变化. 冷却到2点,结晶完毕,全部变为固溶体,成分与原始液相相同 (匀晶转变)
Ⅱ+(α +β )
LE t E M N
亚共晶合金: 成分位于共晶点E点以左,M点以右
两相的含量可用杠杆定律求出:
比如,温度降到2点,α 相和 剩余液相成分分别达到M点 和E点, 两相的含量分别为:
E2 61.9 50 100 % 100 % 27.8% ME 61.9 19 M2 50 19 wL 100 % 100 % 72.2% ME 61.9 19 w
为分析组织方便,了解合金系中任一合金在任何温度 下的组织形态,常把合金平衡结晶后的组织直接填写 在合金相图上，如图
合金的组织组成物和相组成物的相对含量都可以
用杠杆定律计算。
例如,WSn=30%的合金 共晶转变结束后，α相 和（α＋β）共晶组织 的含量分别为:
W
PE 2 ME
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•白亮色卵形部分为先共晶β固溶体,其余为共晶组织
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综合以上几种不同成分合金的分析,可以看出:
F-M成分范围内,合金组织为α+βⅡ 亚共晶合金的组织为:α+βⅡ+共晶组织(α+β) 共晶合金完全为:共晶组织(α+β) 过共晶合金的组织为:β+αⅡ+共晶组织(α+β) N-G成分范围内,合金组织为β+αⅡ • 其中,α、β、αⅡ、βⅡ及(α+β)在显微组织中能清 楚区分,是组成显微组织的独立部分,称组织组成物。 • 从相的本质看，它们都由α和β两相组成，α和β两 相是组成合金的基本相，称为合金的相组成物。
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共晶合金的平衡结晶过程示意图
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共晶组织的形态 按两相的分布形态，可分为：层片状、棒状（条 状或纤维状）、球状（短棒状）、针片状、螺旋 状等。 原因:共晶组织中两个组成相的本质决定了其形态.
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3 合金Ⅲ的结晶过程(亚共晶合金 19<wSn<61.9% ）
1-2点,匀晶转变,结晶出α固溶体；
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两相的含量可用杠杆定律求出:
比如,温度降到2点,α相和 剩余液相成分分别达到M点 和E点, 两相的含量分别为:
wM E2E10% 0661.1.99159010% 027.8%
wL
M210% 0 501910% 072.2%
ME
61.919
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亚共晶合金的显微组织
图中,暗黑色树枝状晶部分 是先共晶α相,其中的白色颗 粒是βⅡ,黑白相间分布的是 共晶组织. 其中, 先共晶相的形态: 如果是固溶体,一般呈树枝状; 如果是亚金属和非金属或化 合物,则一般具有规则外形.
F4 w FG 100 %
w
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
4G FG
100 %
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Pb-Sn合金相图
2 含锡量wSn=61.9%的合金Ⅱ(共晶合金)
缓冷到温度tE=183℃时 发生共晶转变：
LE tEMN
继续冷却,共晶组织中 α和相都要发生溶解度 变化: α相成分沿MF线变 化, 相成分沿NG线变 化,分别析出次生相Ⅱ和αⅡ 结晶结束后组织
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二、典型合金的平衡结晶过 程
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1 含锡量wSn≤19%的合金Ⅰ（wSn=10% ） 缓冷到1点时,开始从液相结晶出固溶体.随温度降低, 数 量不断增多,L相数量不断减少.其成分分别沿固相线AM和液相线 AE变化. 冷却到2点,结晶完毕,全部变为固溶体,成分与原始液相相同 (匀晶转变) 2-3点,保持 固溶体不变. 3点以下,Sn在固溶体中呈过饱和状态,多余Sn以固溶体形 式从固溶体中析出.随温度的继续降低, 固溶体的溶解度逐 渐减少,析出不断进行. 相和相的成分分别沿MF和NG线变化. 合金结晶结束后室温组织:+Ⅱ
➢若两相单独生长时长大速度与过冷度关系相差 很大,其中一相的长大速度随过冷度增加下降很 快,则该相的生长会受抑制,使伪共晶区歪斜地偏 向该相一边.
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影响相长大速度的因素 由各相本身的晶体结构及其固液界面的性质决定. 晶体结构复杂并呈光滑界面的相,其长大速度随温 度的降低而下降较快,所以伪共晶区向该相区偏斜.
温度降到2点,α相和剩余液相成分 分别达到M点和E点,在共晶温度tE发 生共晶转变:
转变结束后组织L:E先 t共E 晶αM相和N 共
晶组织(α+β)
在2点以下继续冷却,将从α相(先
共晶α相和共晶组织中的α相)和β
相分别析出次生相βⅡ和αⅡ
室温组织: α+βⅡ+(α+β)
亚共晶合金: 成分位于共晶点E点以左,M点以右
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亚共晶合金的平衡结晶过程
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4 合金Ⅳ的平衡结晶过程(过共晶合金:wSn>61.9%）
与亚共晶合金相比较: ➢相同点:
两者平衡结晶过程和显微组 织相似. ➢不同点:
先共晶相为β; 室温组织: β+αⅡ+(α+β)
过共晶合金: 成分位于共晶点E以右,N点以左
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过共晶合金的显微组织
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相组成物α和β相的 含量分别为：
W M pNN10% 0997.7.55139010% 086%
W
Mp10% 0 301910% 014%
MN
97.519
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三、不平衡结晶及组织
1 伪共晶 在不平衡结晶条件下,成分在共 晶点附近的亚共晶或过共晶合 金也可得到全部共晶组织,这种 非共晶成分的合金得到的共晶 组织称伪共晶. 原因:此时液相对α相和β相都 是过饱和的,可以同时结晶出β 相和α相.
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为分析组织方便,了解合金系中任一合金在任何温 度下的组织形态,常把合金平衡结晶后的组织直接填 写在合金相图上，如图
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合金的组织组成物和相组成物的相对含量都可以
用杠杆定律计算。
例如,WSn=30%的合金共 晶转变结束后，α相 和（α＋β）共晶组 织的含量分别为:
W M 2P E 1E % 0 6 6 0 ..9 9 1 1 1 3 1 9 0% 0 7 0 .4 % 4 W ( ) P 2M M 1 E % 0 6 3 0 .9 1 1 0 1 9 1 9% 0 2 0 .6 % 5
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合金Ⅰ的显微组织
如图,黑色基体为α相，白色颗粒为Ⅱ ， Ⅱ分布在α的晶 界上，或在α晶粒内析出。
wSn=10%合金的显微组织
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合金Ⅰ的平衡结晶过程示意图
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成分位于F和M之间的合金, 平衡结晶过程均与以上相似, 显微组织为α+ Ⅱ,只是两相相对含量不同.
α、β两相的含量可用杠 杆定律求出,如合金Ⅰ的α、 Ⅱ相的含量分别为：
若冷却速度很慢,过冷度小,则共晶 中的α相在已有先共晶α上长大,要 比重新形核长大容易.这样,α相易 于与先共晶α相合为一体,而β相存 在于α相晶界处.
成分越靠近M点,越易发生离异共晶.
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四、比重偏析
定义:
由组成相与溶液之间密度差别引起的一种区域偏析。 影响因素: 与合金组元的密度差、相图结晶的成分间隔及温度间隔等因 素有关。 防止方法： ⒈增大冷却速度;⒉加入第三种元素;⒊热对流、搅拌。 应用：除杂质、提纯贵金属。
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一、相图分析
线（液、固、溶解度）、相区（单、两、三相）、 点、反应
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特点:
➢液相线:AE、BE,固相线:AMNB
➢溶解度曲线:MF、NG
➢三个单相区:L,,
➢三个两相区:L+, L+,+
➢三相共存区: MEN水平线（共晶转变线）
在共晶线上发生共晶转变: LE tE MN
E为共晶点, tE为共晶温度,成分在共晶点的合金 为共晶合金，成分在共晶点以左，M点以右的合金 称亚共晶合金，成分位于共晶点以右，N点以左的 合金称过共晶合金.
§3-5 共晶相图及其合金的结晶
二元共晶相图:两组元在液态时相互无限
互溶，在固态时相互有限互溶，发生共晶转 变，形成共晶组织的二元系相图。
如Pb-Sn、Pb-Sb、Ag-Bi等合金系。
共晶转变(共晶反应):在一定的温度下，由 一定成分的液相同时结晶出成分一定的两个 固相的转变过程.
共晶组织:共晶转变的产物(两固相混合物)
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伪共晶区在相图中的位置可用来解释一些现象 举例:Al-Si合金系中，共晶合 金在快冷条件下结晶后得到亚 共晶组织。
原因:图中伪共晶区偏向Si的 一侧,这样,共晶成分液相表象 点a不会过冷到伪共晶区内,只 有先结晶出α相,α相向液体 中排出Si溶质原子,液体成分 达到b点时,才发生共晶转变.
结果,共晶点像向右移动了一 样,共晶合金变为亚共晶合金.
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2 离异共晶
先共晶相数量较多、共晶组织较少时，共晶组织依附于先 共晶相生长，剩余的另一相单独存在于晶界处，使共晶组 织特征消失,这种两相分离的共晶称为离异共晶。
Eg.在合金成分偏离共晶点很远的亚 共晶中,其转变在存在大量先共晶相 的条件下进行.
为:(α+)+ Ⅱ+αⅡ(极少,忽略)
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共晶组织中αM和βN相的含量
αM和βN相的含量可用杠杆定律求出：
EN 97.561.9
wM
10% 0 MN
10% 045.4% 97.519
ME 61.919
wN
10% 0
10% 054.6%
MN 97.519
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合金Ⅱ的显微组织
如图, α和β呈层片状交替分布,其中黑色为α相,白色为β 相,次生相在显微镜下难以分辨.
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五、区域偏析
⒈正偏析：对于k0<1的合金，先凝固的外层中 溶质元素含量较后凝固的内层低，是正常偏析。
原因：溶质原子在固相内基本不扩散。
消除：压力加工或热处理,浇注时采取适当措 施。
⒉反（负）偏析：在k0<1的合金中，外层的溶 质元素含量比内层的溶质元素含量高。
原因：液相的内压。
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伪共晶区
伪共晶区的形状分两类:
a)随温度降低,伪共晶区相对共晶点近乎对称地扩大金属与金
属
b)伪共晶区偏向一边歪斜地扩大. 金属与非金属
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伪共晶区形状形成的原因:
➢取决于共晶中两个相单独生长时的长大速度和 过冷度的关系.
➢若两相单独生长时的长大速度与过冷度的关系 差别不大,则伪共晶区向共晶点下面两边呈对称 性扩大.
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综合以上几种不同成分合金的分析,可以看出:
F-M成分范围内,合金组织为α+βⅡ 亚共晶合金的组织为:α+βⅡ+共晶组织(α+β) 共晶合金完全为:共晶组织(α+β) 过共晶合金的组织为:β+αⅡ+共晶组织(α+β) N-G成分范围内,合金组织为β+αⅡ • 其中,α、β、αⅡ、βⅡ及(α+β)在显微组织中能清 楚区分,是组成显微组织的独立部分,称组织组成物。 • 从相的本质看，它们都由α和β两相组成，α和β两 相是组成合金的基本相，称为合金的相组成物。
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共晶合金的平衡结晶过程示意图
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共晶组织的形态 按两相的分布形态，可分为：层片状、棒状（条 状或纤维状）、球状（短棒状）、针片状、螺旋 状等。 原因:共晶组织中两个组成相的本质决定了其形态.
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3 合金Ⅲ的结晶过程(亚共晶合金 19<wSn<61.9% ）
1-2点,匀晶转变,结晶出α固溶体；
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两相的含量可用杠杆定律求出:
比如,温度降到2点,α相和 剩余液相成分分别达到M点 和E点, 两相的含量分别为:
wM E2E10% 0661.1.99159010% 027.8%
wL
M210% 0 501910% 072.2%
ME
61.919
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亚共晶合金的显微组织
图中,暗黑色树枝状晶部分 是先共晶α相,其中的白色颗 粒是βⅡ,黑白相间分布的是 共晶组织. 其中, 先共晶相的形态: 如果是固溶体,一般呈树枝状; 如果是亚金属和非金属或化 合物,则一般具有规则外形.
F4 w FG 100 %
w
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
4G FG
100 %
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Pb-Sn合金相图
2 含锡量wSn=61.9%的合金Ⅱ(共晶合金)
缓冷到温度tE=183℃时 发生共晶转变：
LE tEMN
继续冷却,共晶组织中 α和相都要发生溶解度 变化: α相成分沿MF线变 化, 相成分沿NG线变 化,分别析出次生相Ⅱ和αⅡ 结晶结束后组织
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二、典型合金的平衡结晶过 程
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1 含锡量wSn≤19%的合金Ⅰ（wSn=10% ） 缓冷到1点时,开始从液相结晶出固溶体.随温度降低, 数 量不断增多,L相数量不断减少.其成分分别沿固相线AM和液相线 AE变化. 冷却到2点,结晶完毕,全部变为固溶体,成分与原始液相相同 (匀晶转变) 2-3点,保持 固溶体不变. 3点以下,Sn在固溶体中呈过饱和状态,多余Sn以固溶体形 式从固溶体中析出.随温度的继续降低, 固溶体的溶解度逐 渐减少,析出不断进行. 相和相的成分分别沿MF和NG线变化. 合金结晶结束后室温组织:+Ⅱ
➢若两相单独生长时长大速度与过冷度关系相差 很大,其中一相的长大速度随过冷度增加下降很 快,则该相的生长会受抑制,使伪共晶区歪斜地偏 向该相一边.
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影响相长大速度的因素 由各相本身的晶体结构及其固液界面的性质决定. 晶体结构复杂并呈光滑界面的相,其长大速度随温 度的降低而下降较快,所以伪共晶区向该相区偏斜.
温度降到2点,α相和剩余液相成分 分别达到M点和E点,在共晶温度tE发 生共晶转变:
转变结束后组织L:E先 t共E 晶αM相和N 共
晶组织(α+β)
在2点以下继续冷却,将从α相(先
共晶α相和共晶组织中的α相)和β
相分别析出次生相βⅡ和αⅡ
室温组织: α+βⅡ+(α+β)
亚共晶合金: 成分位于共晶点E点以左,M点以右
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亚共晶合金的平衡结晶过程
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4 合金Ⅳ的平衡结晶过程(过共晶合金:wSn>61.9%）
与亚共晶合金相比较: ➢相同点:
两者平衡结晶过程和显微组 织相似. ➢不同点:
先共晶相为β; 室温组织: β+αⅡ+(α+β)
过共晶合金: 成分位于共晶点E以右,N点以左
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过共晶合金的显微组织
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相组成物α和β相的 含量分别为：
W M pNN10% 0997.7.55139010% 086%
W
Mp10% 0 301910% 014%
MN
97.519
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三、不平衡结晶及组织
1 伪共晶 在不平衡结晶条件下,成分在共 晶点附近的亚共晶或过共晶合 金也可得到全部共晶组织,这种 非共晶成分的合金得到的共晶 组织称伪共晶. 原因:此时液相对α相和β相都 是过饱和的,可以同时结晶出β 相和α相.
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为分析组织方便,了解合金系中任一合金在任何温 度下的组织形态,常把合金平衡结晶后的组织直接填 写在合金相图上，如图
精品课件
合金的组织组成物和相组成物的相对含量都可以
用杠杆定律计算。
例如,WSn=30%的合金共 晶转变结束后，α相 和（α＋β）共晶组 织的含量分别为:
W M 2P E 1E % 0 6 6 0 ..9 9 1 1 1 3 1 9 0% 0 7 0 .4 % 4 W ( ) P 2M M 1 E % 0 6 3 0 .9 1 1 0 1 9 1 9% 0 2 0 .6 % 5
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合金Ⅰ的显微组织
如图,黑色基体为α相，白色颗粒为Ⅱ ， Ⅱ分布在α的晶 界上，或在α晶粒内析出。
wSn=10%合金的显微组织
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合金Ⅰ的平衡结晶过程示意图
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成分位于F和M之间的合金, 平衡结晶过程均与以上相似, 显微组织为α+ Ⅱ,只是两相相对含量不同.
α、β两相的含量可用杠 杆定律求出,如合金Ⅰ的α、 Ⅱ相的含量分别为：
若冷却速度很慢,过冷度小,则共晶 中的α相在已有先共晶α上长大,要 比重新形核长大容易.这样,α相易 于与先共晶α相合为一体,而β相存 在于α相晶界处.
成分越靠近M点,越易发生离异共晶.
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四、比重偏析
定义:
由组成相与溶液之间密度差别引起的一种区域偏析。 影响因素: 与合金组元的密度差、相图结晶的成分间隔及温度间隔等因 素有关。 防止方法： ⒈增大冷却速度;⒉加入第三种元素;⒊热对流、搅拌。 应用：除杂质、提纯贵金属。
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一、相图分析
线（液、固、溶解度）、相区（单、两、三相）、 点、反应
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特点:
➢液相线:AE、BE,固相线:AMNB
➢溶解度曲线:MF、NG
➢三个单相区:L,,
➢三个两相区:L+, L+,+
➢三相共存区: MEN水平线（共晶转变线）
在共晶线上发生共晶转变: LE tE MN
E为共晶点, tE为共晶温度,成分在共晶点的合金 为共晶合金，成分在共晶点以左，M点以右的合金 称亚共晶合金，成分位于共晶点以右，N点以左的 合金称过共晶合金.
§3-5 共晶相图及其合金的结晶
二元共晶相图:两组元在液态时相互无限
互溶，在固态时相互有限互溶，发生共晶转 变，形成共晶组织的二元系相图。
如Pb-Sn、Pb-Sb、Ag-Bi等合金系。
共晶转变(共晶反应):在一定的温度下，由 一定成分的液相同时结晶出成分一定的两个 固相的转变过程.
共晶组织:共晶转变的产物(两固相混合物)
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伪共晶区在相图中的位置可用来解释一些现象 举例:Al-Si合金系中，共晶合 金在快冷条件下结晶后得到亚 共晶组织。
原因:图中伪共晶区偏向Si的 一侧,这样,共晶成分液相表象 点a不会过冷到伪共晶区内,只 有先结晶出α相,α相向液体 中排出Si溶质原子,液体成分 达到b点时,才发生共晶转变.
结果,共晶点像向右移动了一 样,共晶合金变为亚共晶合金.
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2 离异共晶
先共晶相数量较多、共晶组织较少时，共晶组织依附于先 共晶相生长，剩余的另一相单独存在于晶界处，使共晶组 织特征消失,这种两相分离的共晶称为离异共晶。
Eg.在合金成分偏离共晶点很远的亚 共晶中,其转变在存在大量先共晶相 的条件下进行.
为:(α+)+ Ⅱ+αⅡ(极少,忽略)
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共晶组织中αM和βN相的含量
αM和βN相的含量可用杠杆定律求出：
EN 97.561.9
wM
10% 0 MN
10% 045.4% 97.519
ME 61.919
wN
10% 0
10% 054.6%
MN 97.519
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合金Ⅱ的显微组织
如图, α和β呈层片状交替分布,其中黑色为α相,白色为β 相,次生相在显微镜下难以分辨.
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五、区域偏析
⒈正偏析：对于k0<1的合金，先凝固的外层中 溶质元素含量较后凝固的内层低，是正常偏析。
原因：溶质原子在固相内基本不扩散。
消除：压力加工或热处理,浇注时采取适当措 施。
⒉反（负）偏析：在k0<1的合金中，外层的溶 质元素含量比内层的溶质元素含量高。
原因：液相的内压。
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伪共晶区
伪共晶区的形状分两类:
a)随温度降低,伪共晶区相对共晶点近乎对称地扩大金属与金
属
b)伪共晶区偏向一边歪斜地扩大. 金属与非金属
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伪共晶区形状形成的原因:
➢取决于共晶中两个相单独生长时的长大速度和 过冷度的关系.
➢若两相单独生长时的长大速度与过冷度的关系 差别不大,则伪共晶区向共晶点下面两边呈对称 性扩大.