3.3 共晶相图及其合金的结晶 1 定义：两组元在液态无限互溶，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称为二元共晶相图。 Pb-Sn 、 Pb-Sb 、 Ag-Cu 、 Pb-Bi 等合金系相图都是二元共晶相图。 共晶转变式： L （液）→ α （固） + β （固）

3.3.1 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

E

A

BC 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

3.3.2 典型合金的平衡结晶过程及组织 (1) 成分Ⅰ ( 共晶成分 ) 结晶过程

E

A

BC D

F G

Ⅰ

冷却

曲线

结晶

过程

示意

图

E : 共晶点 ( 包含共晶的成分与温度 )共晶转变式： LE → αC+ βD

E

A

BC D

F G

Ⅰ

LL

LE

αC + βD

LE

αF + βG

实际转变过程复杂：

注意：(1) 共晶转变产物 (α+β) 多相邻间隔协同长大，称为共晶体或共晶组织；

αC→αF+βG βD→βG+αF

αβ

αβ

(2) 共晶体中随后析出的二次相多依附于原共晶体生长，故往往观察不到。

E

A

BC D

F G

Ⅱ

亚共晶成分： C~E亚共晶转变式： L → αc + (αC +βD)

α+ LαC + LE

αC+ (αC+βD)

L成分Ⅱ

αF+βG+(αF+βG)

先共晶相 共晶体 ( 组织 )

βⅡ

(2) 成分Ⅱ ( 亚共晶成分 ) 结晶过程

E

A

BC D

F G

Ⅲ

L + β

( LE + βD )

(αC +βD) +βD

L成分Ⅲ

(αF+ βG) +βG

过共晶成分： E~D过共晶转变式： βD + (αC +βD)

先共晶相 共晶组织

(3) 成分Ⅲ ( 过共晶成分 ) 结晶过程

E

A

BC D

F G

—— 成分Ⅳ为匀晶转变 (A-C; D-B)

ⅣL → α( L +α )

αF+βG

L成分Ⅳ

α

(4) 成分Ⅳ ( 匀晶成分 ) 结晶过程

α →β

其它形状共晶相图

(5) 合金的组织构成

E

A

BC D

F G

亚共晶合金： α + β

成分在 F~G 之间的合金均由 α+β相构成；但不同合金中两相的形成过程与形貌各不相同。

共晶合金与过共晶合金呢？

(α 先共晶和 α 共晶 ) (βⅡ 和 β 共晶 )

各成分合金的组织构成

E

A

BC D

F G

α 先共晶 +βⅡ +

(α+β) 共晶

β 先共晶 +αⅡ +

(α+β) 共晶

(α+β) 共晶αⅠ+βⅡ

βⅠ+αⅡαⅠ

例题：计算 Pb-30%Sn 合金冷却到室温时的相构成与组织构成，共晶体中各相所占的比例以及 βⅡ 的百分含量。

E

A

BC D

F G4

问题：共晶体中两相所占的比例如何计算 ?

(6) 共晶组织形态

共晶体 ( 共晶组织 ) 定义： 由共晶反应形成的细密的两相或多相机械混合物

共晶组织形态：见 P 91

层片状 棒状

球状 针状

共晶组织形态

针状

螺旋状 蛛网状

放射状

Pb-Sn 共晶合金 Pb-Sn 亚共晶合金

Pb-Sn 过共晶合金

Pb-Sn 合金的显微组织

3.3.3 不平衡结晶现象（ 1 ）伪共晶 定义：由非共晶成分的合金所得到的共晶

组织称为～

形成条件： 过冷度或冷却速度

控制在右图阴影区

（ 2 ）离异共晶 定义：当先共晶相数

量较多而共晶组织较少时，先共晶相形成后，共晶组织中与先共晶相相同的那一相会依附在先共晶相上上生长，

形成条件：成分控制在 M 或 N 附近

致使另一相单独存在于晶界，从而失去共晶组织的特征，这种两相分离的共晶称为～

Al-4%Cu 合金的铸态组织 均匀退火后

3.4 包晶相图及合金的结晶 1 定义：两组元在液态无限溶解，在固态相

互有限溶解，并发生包晶转变的二元合金系相图。

Pt － Ag 、 Sn － Sb 、 Cu － Sn 、 Cu－ Zn

包晶转变式： L + α → β

单相区 L 、 α 、 β ；两相区 L ＋ α 、 L ＋ β 、 α ＋β

三相区 P D C （包晶转变线） 包晶转变

2 相图分析 液相线 A C B

固相线 A P D B

溶解度曲线： P E 、 D F

Pt Ag

合金Ⅰα+ L

(αP + LC)

βD

LD

βF+αE

组织组成：β+αⅡ

Pt Ag

合金Ⅱ

组织组成：α+βⅡ+β+αⅡ

α+ LαP + LC

αP+ βD

LD

αP+(αP+LC)

Pt Ag

合金Ⅲ

组织组成： β+αⅡ

α+ LαP + LC

LC + βD

LD

LC+(αP+LC)

β+α

实际中受扩散条件限制，包晶转变往往不完全 ——非平衡态

稳定化合物的相区呈直线 Mg2Si Fe3C

3.5 其它类型的二元合金相图3.5.1 组元间形成化合物（稳定化合物、不稳定化合物）

共析转变、包析转变、固溶体异晶转变等

3.5 其它类型的二元合金相图3.5.2 具有固态转变

共晶、包晶、共析反应图型与反应式比较

共析转变：

γ → α ＋ β

—— 一个固相中同时析出两个新的固相

3.6 相图与分析和使用相图与机械性能和物理性能

固溶体强硬度较纯金属高

纯金属导电性较固溶体高

线性共晶成分附近性能突变

相图与合金的铸造性能

流动性好偏析倾向小

减少分散缩孔→为集中缩孔

偏析倾向

3.7 铸锭的组织与缺陷

铸造缺陷： 偏析、疏松、缩孔等 —— 结晶的温度范围、成分范围越大，偏析、缩孔等越严重。铸造性能取决于结晶区间：液固相线之间距离越大 ( 温度和成分的间距 ) ，铸造性能越差。

3.7.1 铸锭三晶区的形成 1 、铸锭三晶区

1表层细晶区

2 中间柱状晶区

3 中心等轴晶区铸锭结构图

（一）表层细晶区 形成原因： （ 1 ）过冷度 ΔT 大。 （ 2 ）模壁作为非均匀形核的位置。特点：—— 晶粒细小，组织致密， 机械性能好，

——薄，无实用意义

（二）柱状晶区 形成原因： (1) 细晶区形成后，模壁温度升高，结晶前沿过冷度 ΔT较低，不易形成新的晶核； (2) 细晶区中某些取向有利的晶粒可以显著长大；

(3) 晶体沿垂直于模壁 ( 散热最快 ) 相反方向择优生长成柱状晶。

特点：组织粗大而致密； 为“铸造织构”

铸造织构：铸造过程中形成的一种晶体学位向一致的铸态组织称为～。 ——又称“结晶织构”

注意：晶粒外形 (外貌 ) 与晶粒取向的差别另有：形变织构

细晶区中：晶粒的 <001> 无序取向

柱状晶区中：晶粒的 <001> 一致取向

最大散热方向

（三）中心等轴粗晶区 形成原因： （ 1 ）液体温度全部降到结晶温度以下，可同时形核。 （ 2 ）未熔杂质、冲断的枝晶分枝可作为非均匀形核的核心。 （ 3 ）散热失去了方向性，各方向长大速度相差不大。 —— 长成等轴晶。 由于过冷度 ΔT 不大，晶粒较粗大。

等 轴 晶 柱 状 晶优点： 无方向性，无明显弱面，热加工性能好。缺点： 显微缩孔多，致密性差。

优点：结构致密缺点： 1 、由于结晶位向一致，性能有方向性，热加工性能差 2 、两个不同方向柱状晶的结合处杂质多、强度低，称为弱面，热轧时易破断。

等轴晶和柱状晶体性能比较

3.7.2 铸锭组织的控制 一般有三个晶区，凝固条件复杂，在某些情况下只有柱状晶区，而有的只有等轴晶区。

塑性好金属铝、铜等——发展柱状晶塑性相对较低的金属、钢等——发展等轴晶

（一）促进柱状晶生长的方法： 总体：(1) 加大液相沿垂直铸锭模壁方向的散热能力 ——促进散热的方向性(2) 降低液相内部非均匀形核的可能性

具体： (1) 提高铸锭模的冷却能力。 如： 金属模代替砂型模； 增加金属铸模的厚度等 注意：此方法仅适于尺寸较大的铸件，但不适于尺寸较小的铸件 原因：若铸模冷却能力很大，反而促进等轴晶的发展（增加形核率）。 例：连铸小截面钢坯时，采用水冷结晶器， 连铸锭全部获得细小的等轴晶粒。

（ 2 ）提高铸模中心区温度，增大温度梯度。 具体：提高浇注温度与浇注速度。

（ 3 ）提高熔化温度，减少非均匀形核数目。 熔化温度越高，液态金属过热度越大，非金属夹杂物溶解越多，从而减少了柱状晶前沿液体中形核的可能性，有利于柱状晶区的发展。

例如： 1 、磁性铁合金 <001>方向导磁率最大，柱状晶的一次轴正好也是这个方向。 —— 发展柱状晶，获得最好的磁学性能。 2 、燃气轮机叶片，其负荷具有方向性，要求在叶片轴线方向有较高的强度。 —— 使柱状晶的长度方向和叶片轴线方向平行。

（二）控制铸锭组织在实际生产中的应用

柱状晶制备

燃气轮机叶片定向凝固生产技术与装置

叶片感应加热炉

单晶制备方法

（三）、发展等轴晶，限制柱状晶的方法

降低浇注温度和浇注速度，减小液体过热度，在液体中保留较多非均匀形核核心；

小铸件：可用↑过冷度的方法↑形核率；

大铸件：变质处理；

3.7.3 铸锭缺陷 (自学 )

缩孔 气孔 夹杂物