成分起伏：在微小体积内成分偏离平均成分的现象 （掌握）。

固溶体合金的结晶特点：

1.异分结晶：结晶出的晶体与母相化学成分不同。

2.结晶需要一定的温度范围。

平衡凝固时组织变化示意图：

固溶体的非平衡凝固

偏离平衡条件的结晶。在实际生产中，由于冷却速度较快，内部原子的扩散过程落后于结 晶过程，使合金的成分均匀化来不及进行，使凝固偏离了平衡条件，这称为非平衡凝固。

非平衡凝固导致先结晶部分与后结晶部分成分不同，这种一个晶粒内部或者一个枝晶间的 化学成分不同的现象，叫做枝晶偏析或晶内偏析。各个晶粒之间化学成分不均匀的现象叫做晶间偏析。

枝晶偏析是非平衡凝固的产物，在热力学上是不稳定的，可以通过均匀化退火消除。

合金 1：

t1 时，α→α1，L→L1

t2 时，α2→α2′, L2→L2′

t3 时，α3→α3′, L3→L3′

t4 时，α4→α4′, L4→L4′

枝晶偏析的大小影响因素：

液相线与固相线间的水平距离(成分间距)↑，先后结晶的成分差别↑，偏析严重。

溶质原子的扩散能力↑，偏析↓。

冷却速度↑，偏析↑。

液相线与固相线间的水平距离(成分间距)↑，先后结晶的成分差别↑，偏析严重。

溶质原子的扩散能力↑，偏析↓。

冷却速度↑，偏析↑。

共晶相图及其合金凝固

共晶相图

组成共晶的两组元液态时无限互溶，固态时有限固溶或完全不溶，且发生共晶转变，形成 共晶组织的二元系相图。

以 Pb—Sn 共晶凝固为例说明二元相图凝固过程。

点：

tA：Pb 的熔点；

tB：Sn 的熔点；

E：共晶点。成分为 E 的合金为共晶合金；α：是 Sn 溶于 Pb 的固溶体；

β：是 Pb 溶于 Sn 的固溶体。

线：

AEB：液相线；

AMENB：固相线；

MF：Sn 在 Pb 中的固溶度曲线；

NG：Pb 在 Sn 中的固溶度曲线；

MEN 水平线：共晶线。凡位于此线上的合金均发生共晶反应： LE →TE→αM+βN（共晶组织）

这种：由固定成分的 L 中（在固定的温度之下）同时结晶出两种成分、结构均不同的固相 反应，称为共晶反应。

成分位于 M—E 之间的合金称为亚共晶合金。

成分位于 E—N 之间的合金称为过共晶合金。

区：

三个单相区：L、α、β。

三个两相区：L+α、L+β、α+β

共晶铸造的重要优点：

比纯组元熔点低，简化了熔化和铸造的操作。

共晶合金比纯金属有更好的流动性，其在凝固之中防止阻碍液体流动的枝晶的形成，从而改善铸造性能

恒温转变减少了铸造缺陷，比如偏聚和缩孔。

共晶凝固可以获得多种形态的显微组织，尤其是规则排列的层状获杆状共晶组织。

比纯组元熔点低，简化了熔化和铸造的操作。

共晶合金比纯金属有更好的流动性，其在凝固之中防止阻碍液体流动的枝晶的形成，从而改善铸造性能

恒温转变减少了铸造缺陷，比如偏聚和缩孔。

共晶凝固可以获得多种形态的显微组织，尤其是规则排列的层状获杆状共晶组织。

共晶合金的平衡凝固

1

W(Sn)

w(Sn)=10%，凝固后的示意图如图所示。

室温下，α 和 βⅡ的相对量，可用杠杆定律求出：

wα =4G/FG×100%

wβ =F4/FG×100%

平衡时室温下的组织：

成分在 M 和 F 点之间的合金，平衡凝固过程和上述合金相似，凝固至室温时的平衡组织均为 α +β Ⅱ ，只是两相的相对含量不同。而成分位于 N 和 G 点之间的合金，平衡凝固过程与上述合金基本相似，但是室温下的组织为β + α Ⅱ。

2

共晶凝固

共晶合金凝固示意图如图所示：

w（Sn）=61.9% 的合金为共晶合金，该合金从液态缓冷至 183℃时，液相直接结晶出α 和β两种固溶体，这一过程在恒温下进行，直至凝固结束。

在此温度下 α 和β 的含量可有杠杆定律计算得出：

wα =EN/MN×100%

wβ =ME/MN×100%

继续冷却时，共晶体中的α 和β 相将各自沿着 MF 和 NG 溶解度曲线变化而改变其溶解度，从 α 和β中析出 αⅡ和βⅡ 。

3

亚共晶凝固

成分在 ME 两点之间的合金称为亚共晶合金，次成分的合金低于共晶成分而只有部分液相

可以结晶成共晶体。亚共晶合金凝固示意图如图所示。

室温下合金的成分为α初 + (α + β ) + βⅡ。

4

过共晶凝固

过共晶凝固示意图如图所示。

合金成分位于 E、N 两点之间的合金称为过共晶合金。其凝固过程与亚共析合金相似，只 是初生相是 β 固溶体而不是α 固溶体。室温下，过共晶凝固的组织为： β初 + (α + β ) + αⅡ。

由以上分析可知：α、β、αⅡ、βⅡ、（α+β）在显微组织中均能清楚地区分开，是组成显微组织的独立部分，称为组织组成物。从相的本质看，它们都是由 α 和 β 两相组成，所以 α、β 两相称为合金的相组成物。

共晶合金的非平衡凝固

在实际生产条件下，V 冷较快，原子扩散过程不能充分进行，使结晶后的组织与平衡组织 有很大的差别。

1

伪共晶

在非平衡凝固条件下，某些亚共晶获过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种有 非共晶成分得到的共晶组织称为伪共晶。

例如合金Ⅰ：平衡冷到室温得 α+(α+β) + βⅡ。快冷得伪共晶（α+β）。

非平衡结晶时，合金过冷度较大，当过冷至共晶温度以下，则液相对 α 相的饱和极限沿 AE 延长线变化。而液相相对 β 相的饱和极限则沿 BE 延长线变化。（如亚共晶合金Ⅰ）

当 V 冷较快时, 合金冷至 T1 才开始结晶。此时，L 中同时饱和着 α、β，因此同时结晶，L 全部转变为（α+β）共晶组织。

由共晶成分附近的非共晶成分的合金，经快冷后得到全部的共晶组织，称为伪共晶。影线 区，称为伪共晶区。

注：伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。

2

离异共晶

先结晶相的量>>共晶组织的量，使共晶组织中与先结晶相相同的那一相，依附在先结晶相 上生长，剩下的另一相则单独在晶界处凝固，从而使共晶组织特征消失，这种两相分离的共晶称为离异共晶。离异共晶可以在平衡条件下获得，也可在不平衡条件下获得。如：

合金Ⅰ：缓冷得 α+（α+β），α 量>>(α+β)量，使（α+β）中的 α 依附在先结晶的 α 上生长，而 β 则存在于晶界处，产生了离异共晶。

合金Ⅱ：快冷，使先结晶出的 α 成分偏离固相线，沿虚线变化。当冷到 2 点时，还剩一部分液体，当冷到共晶温度以下时，剩余的 L 发生共晶转变，形成共晶组织。冷到 3 点以下时 L消失。

此时，α 量>>（α+β）量，（α+β）中的 α 依附在 α 上生长，β 被推向晶界出凝固，产生了 离异共晶。

包晶相图及其合金的凝固

包晶相图

以 Pt-Ag 合金为例，其相图如图所示。

两组元液态时无限互溶，固态时有限互溶，并发生包晶转变的二元系相图中，已结晶的固 相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变。

点：

A：Pt 的熔点。

B：Ag 的熔点。

P：包晶点。具有 P 点成分的合金为包晶合金。

线：

ACB：液相线。

ADPB：固相线。

DE：Ag 溶于 Pt 的固溶度曲线

PF：Pt 溶于 Ag 的固溶度曲线

DPC：水平线，叫包晶线，在此线上的合金均发生包晶反应：LC + αD =βP

区：

三个单相区： L、α、β

α：Ag 溶于 Pt 中的固溶体。

β：Pt 溶于 Ag 中的固溶体。

三个两相区：L+α、L+β、α+β。

包晶合金的平衡凝固

1

包晶合金（合金 Ⅰ）

合金Ⅰ自高温向低温凝固时，凝固步冷曲线和示意图如图所示。

在开始进行包晶反应时的两相相对量可有杠杆法则求出：

wL = DP/DC×100% = 57.3%

wα =PC/DC×100% = 42.7%

包晶反应结束后，液相和 α 相反应正好全部转变为 β 固溶体。

2

过包晶合金（合金 Ⅱ）

合金 Ⅱ缓冷至包晶转变前的结晶过程与上述包晶成分合金相同，由于Ⅱ 中的合金液相的 相对含量大于包晶转变所需的相对量，故包晶转变完成后，剩余液相在继续冷却的过程中，将按照均晶转变方式继续结晶出 β 相，其成分沿着 CB 液相线变化，而 β 相的成分沿着 PB 线变化，直至 t3 温度全部凝固结束，相合金成分为元合金成分。室温下该合金凝固的平衡组织为β + α Ⅱ ，该合金凝固过程示意图如图所示。

3

亚包晶合金（合金Ⅲ）

该合金在包晶反应前与上述凝固过程相似，包晶转变前合金中 α相的相对量大于包晶反应所需的量，故在包晶反应后，除了新形成的 β 相外，还有剩余的 α 相存在。包晶温度以下， α 相析出 β Ⅱ，β 相析出 α Ⅱ，故室温下平衡组织为：α + β + αⅡ + β Ⅱ 。合金Ⅲ的凝固示意图如图所示。

复杂二元相图分析方法

根据相图判别合金的使用性能。

形成两相混合物的合金，性能是两组成相性能的平均值（性能与成分呈线性变化）。固溶 体的性能随合金成分呈曲线变化。

根据相图判别合金的工艺性能。

共晶合金：熔点低，流动性好，易形成集中缩孔，合金致密，铸造性能好。

固溶体合金：强度低，塑性好，变形均匀，压力加工性能好。返回搜狐，查看更多