3.2.3.1　匀晶相图

两组元在液态和固态下均能无限互溶，冷却时发生匀晶反应的合金系所构成的相图，称为匀晶相图，Cu-Ni、Fe-Cr、Au-Ag等合金系的相图都属于这类相图。这类合金结晶时，都是从液相结晶出单相固溶体，这种结晶过程称为匀晶转变，其表达式为

下面以Cu-Ni合金相图为例对匀晶相图及其合金的结晶过程进行分析。

1．相图分析

Cu-Ni相图为典型的匀晶相图，如图3.6所示。图中acb线为液相线，该线以上合金处于液相；adb为固相线，该线以下合金处于固相。液相线和固相线表示合金系在平衡状态下冷却时结晶的始点和终点以及加热时熔化的终点和始点。L为液相，是Cu和Ni形成的液体；α为固相，是Cu和Ni组成的无限固溶体。图中有两个单相区：液相线以上的 L 相区和固相线以下的α相区。图中还有一个双相区：液相线和固相线之间的L＋α相区。

图3.6　Cu-Ni合金相图

2．合金的结晶过程

（1）平衡结晶过程

以b点成分的Cu-Ni合金为例分析结晶过程。该合金的冷却曲线和结晶过程如图3.7所示。在 1 点温度以上，合金为液相L。缓慢冷却至1—2温度时，合金发生匀晶反应，从液相中逐渐结晶出α固溶体。2点温度以下，合金全部结晶为α固溶体。其他成分合金的结晶过程也完全类似。

图3.7　匀晶相图合金的结晶过程

匀晶结晶有下列特点：

①与纯金属一样，α固溶体从液相中结晶出来的过程，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。

②固溶体结晶在一个温度区间内进行，即为一个变温结晶过程。

③在两相区内，温度一定时，两相的成分是确定的。确定相成分的方法是：过指定温度1T作水平线，分别交液相线和固相线于a1点和c1点，则a1点和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点和c2点在成分轴上的投影。

④在两相区内，温度一定时，两相的质量比是一定的。如在T1温度时，两相的质量比可用下式表示：

式中，QL为L相的质量；Qα为α相的质量；b1c1、a1b1为线段长度，可用其在浓度坐标上的数字来度量。

上式还可写成：

该式称为杠杆定律，它可被证明如下：

以图3.8为例，设合金的总质量为QM，其Ni含量为b%。在T1温度时，L相中的Ni含量为a%，α相中的Ni含量为c%，则

图3.8　杠杆定律的证明和力学比喻

式（3.8）与力学中的杠杆定律完全相似，因而也被称作杠杆定律。由杠杆定律不难算出合金中液相和固相的相对质量分别为

杠杆定律的力学比喻如图3.8所示。

运用杠杆定律时要注意，它只适用于相图中的两相区，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。

（2）固溶体的非平衡结晶过程

上述固溶体的结晶过程只有在极缓慢的冷却条件下，即平衡结晶条件下，才能使每个温度下的扩散过程进行完全，使液相或固相的整体处处均匀一致。然而在实际生产中，液态合金浇入铸型之后，冷却速度较大，在一定温度下扩散过程尚未进行完全时温度就继续下降了，这样就使液相尤其是固相内保持着一定的浓度梯度，造成各相内成分的不均匀。这种偏离平衡结晶条件的结晶，称为非平衡结晶。

在非平衡结晶时，液相内可以借助扩散、对流或搅拌等作用，化学成分完全均匀化，而固相内却来不及进行扩散。显然这是一种极端情况。由图3.9可见，成分为0C的合金过冷至1t温度开始结晶，首先析出成分为α1的固相，液相的成分为L1；当温度下降至t2时，析出的固相成分为α2，它是依附在α1晶体的周围而生长的。如果是平衡结晶的话，通过扩散，晶体内部由α1成分可以变化至α2，但是由于冷却速度快，固相内来不及进行扩散，结果使晶体内外的成分很不均匀。此时整个已结晶的固相成分为α1和α2的平均成分。在液相内，由于能充分进行混合，使整个液相的成分时时处处均匀一致，沿液相线变化至L2。当温度继续下降至t3时，结晶出的固相成分为α3，同样由于固相内无扩散，使整个结晶固相的实际成分为α1、α2、α3的平均值，液相的成分沿液相线变至L3。此时如果是平衡结晶的话，t3温度已相当于结晶完毕的固相线温度，全部液体应当在此温度下结晶完毕，已结晶的固相成分应为合金成分C0。但是由于是不平衡结晶，已结晶固相的平均成分不是，而是，与合金的成分C0不同，仍有一部分液体尚未结晶，一直要到t4温度才能结晶完毕。此时固相的平均成分由变化到，与合金原始成分C0一致。

图3.9　匀晶系合金的非平衡结晶

若把每一温度下的固相平均成分点连接起来，就得到图3.9虚线所示的固相平均成分线。但应当指出，固相平均成分线与固相线的意义不同，固相线的位置与冷却速度无关，位置固定；而固相平均成分线则与冷却速度有关，冷却速度越大，则偏离固相线的程度越大。当冷却速度极为缓慢时，则与固相线重合。

固溶体合金不平衡结晶使先后从液相中结晶出的固相成分不同，再加上冷速较快，不能使成分扩散均匀，结果就使每个晶粒内部的化学成分很不均匀。先结晶的部分含高熔点组元较多，后结晶的部分含低熔点组元较多，在晶粒内部存在着浓度差别，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象，称为晶内偏析。由于固溶体晶体通常呈树枝状，使枝干和枝间的化学成分不同，所以又称为枝晶偏析，如图3.10所示。枝晶偏析对材料的机械性能、抗腐蚀性能、工艺性能都不利。生产上为了消除其影响，常把合金加热到高温（低于固相线100 °C左右），进行长时间保温，使原子充分扩散，获得成分均匀的固溶体，这种处理称为扩散退火。

（3）合金凝固时的成分过冷现象

①固溶体凝固时的溶质富集现象和成分过冷。

如图3.11（a）所示为Cu-Ni相图，合金成分为0C。由相图可知，合金凝固从液相中析出的α固溶体含溶质（Cu）低于液相，多余的溶质排入固液界面前沿的液相中。靠α固溶体侧液相的温度低于距α固溶体较远液相的温度，固液相界面实际温度分布如图3.11（b）所示。如果液相中不存在强烈的对流、搅拌，则界面前沿的溶质并不能迅速在液相中混合均匀，并且由于不平衡凝固，界面前沿多余的溶质也没有足够的时间向远处的液相中扩散均匀，随着固液界面向液相中推移，溶质将不断排入液相，于是在固-液界面前沿产生溶质富集，如图3.11（c）所示。

图3.10　Cu-Ni合金枝晶偏析示意图

从图3.11（a）中可以看出，合金的熔点随溶质（Cu）的增加而降低，因此α固溶体前沿液相中的溶质富集造成界面前沿液相的熔点温度下降。液相的熔点温度mT分布如图3.11（d）所示。将界面前沿的实际温度分布图3.11（b）重叠加在图3.11（d）上，就得到图3.11（e）所示的液相mT与实际温度T的关系。可见，固液界面前方一定范围内的液相，其实际温度低于熔点mT，即在界面前方出现一个过冷区域（剖面线部分）。这种由液相中成分变化与实际温度分布共同决定的过冷，称为成分过冷。

图3.11　成分过冷示意图

固液界面前沿温度梯度为负值时，固溶体的长大与纯金属一样，平直的固液界面不稳定，晶体易于长成树枝晶。温度梯度为正值时，纯金属的固液界面前方没有过冷，平界面稳定，而固溶体结晶时，固液界面前方由于溶质富集可能形成成分过冷。一般合金溶质含量达到0.2%以上时，便易出现成分过冷，所以成分过冷是实际合金凝固时的普遍现象，对晶体生长形态、铸件的宏观组织等都有很大影响。

②成分过冷对晶体生长的影响。

从生长条件控制而言，界面推进越快，溶质富集程度越大，界面前沿液相熔点温度分布曲线越陡峭，则越有利于产生成分过冷；另一方面，界面前温度梯度越平缓，也越有利于产生成分过冷，如图 3.12 所示为温度分布对成分过冷的影响。

固液界面前方温度梯度G≥Gc，不出现成分过冷，固溶体结晶时基本保持平固-液界面推进，晶体生长形态与纯金属类似。

温度梯度为G1时，固液界面前沿有较小成分过冷区。宏观平坦界面不稳定，固相表面某些偶然凸起部分面临较大过冷而以更快速度进一步长大。由于扩散条件差，相邻凸起部分之间形成溶质富集的沟槽，溶质富集使沟槽处液相熔点温度降低，过冷度变小，沟槽处长大速度落后于凸起部分，因而沟槽不断加深。晶体生长就以这种凹凸不平的所谓胞状界面向前推进，如图3.13所示。以胞状界面向前推进的生长方式称为胞状生长。胞状生长的结果生成胞状晶。

图3.12　温度梯度对成分过冷的影响

图3.13　胞状界面形成示意图

界面前沿成分过冷增大，如图 3.12 中2G所示，则胞端部将伸向液相更远，同时，延伸的凸起侧面也产生分支，固液界面最终发展为树枝状，如图 3.14所示。控制散热方向，使树枝晶的一次分支主干彼此平行，最终生成所谓的柱状枝晶。以上生长方式称为柱状枝晶生长。固液界面前方成分过冷区进一步加宽，如图 3.12 中3G，成分过冷度的极大值一旦大于非均质形核所需的过冷度，柱状枝晶生长的同时，界面前方熔体中将发生新的生核过程，这些晶核在过冷熔体中自由生长，形成等轴晶。等轴晶的存在阻止了柱状晶区向前延伸。

图3.14　树枝状界面形成示意图

综上所述，随着成分过冷的产生及增大，固溶体晶体由平面生长方式向胞状生长、枝晶生长方式发展。更大的成分过冷甚至导致等轴（枝）晶的形核与长大。

3.2.3.2　共晶相图

两组元在液态时无限互溶，而在固态时互相有限溶解，并在冷却过程中发生共晶转变的相图，称为共晶相图。Pb-Sn、Ag-Cu、Al-Si等合金系的相图都属于这类相图。下面以Pb-Sn合金相图为例，对共晶相图进行分析。

1．相图分析

图3.15所示为Pb-Sn合金二元共晶相图，图中adb为液相线，acdeb为固相线。合金系有三种相：Pb与Sn形成的液体L相，Sn溶于Pb中的有限固溶体α相，Pb溶于Sn中的有限固溶体β相。相图中有三个单相区（L、α、β相区），三个双相区（L＋α、L＋β、β＋α相区），一条L＋α＋β的三相共存线（水平线cde）。

图3.15　Pb-Sn合金相图及成分线

d点为共晶点，表示此点成分（共晶成分）的合金冷却到此点所对应的温度（共晶温度）时，共同结晶出c点成分的α相和e点成分的β相：Ld=αc+βe。

这种由一种液相在恒温下同时结晶出两种固相的反应叫作共晶反应。所生成的两相混合物叫作共晶体。发生共晶反应时有三相共存，它们各自的成分是确定的，反应在恒温下平衡地进行。水平线cde为共晶反应线，成分在ce之间的合金平衡结晶时都会发生共晶反应。

cf线为Sn在Pb中的溶解度线（或α相的固溶线）。温度降低，固溶体的溶解度下降。Sn含量大于f点的合金从高温冷却到室温时，从α相中析出β相以降低其Sn含量。这种由过饱和固溶体分离出另一种相的过程称为脱熔转变。从固态α相中析出的β相称为二次β，常写作βⅡ。这种脱熔转变可表示为αβⅡ→。

eg线为Pb在Sn中的溶解度线（或β相的固溶线）。Sn含量小于g点的合金，冷却过程中同样发生脱熔转变，析出二次α：βαⅡ→。

相图中对应于共晶点成分的合金，称为共晶合金；成分位于共晶点以左，c点以右的合金，称为亚共晶合金；成分位于共晶点以右，e点以左的合金，称为过共晶合金；成分位于c点以左和e点以右的合金，称为端部固溶体合金。

2．典型合金的平衡结晶过程

（1）合金Ⅰ。合金Ⅰ的平衡结晶过程如图3.16所示。

图3.16　合金Ⅰ的结晶过程示意图

液态合金冷却到1点温度以后，发生匀晶结晶过程，至2点温度合金完全结晶，成为α固溶体，随后的冷却在2—3点的温度区间进行，α相不变。从3点温度开始，由于Sn在α中的溶解度沿cf线降低，从α中析出βⅡ，到室温时α中Sn含量逐渐变为f点。最后合金得到的组织为α+βⅡ。其组成相是f点成分的α相和g点成分的β相。运用杠杆定律，两相的相对质量为

合金的室温组织由α和βⅡ组成，α和βⅡ即为组织组成物。组织组成物是指合金组织中那些具有确定本质、一定形成机制和特殊形态的组成部分。组织组成物可以是单相，或是两相混合物。(www.daowen.com)

合金Ⅰ的室温组织组成物α和βⅡ皆为单相，所以它的组织组成物的相对质量与组成相的相对质量相等。

（2）合金Ⅱ。合金Ⅱ为共晶合金，其结晶过程如图3.17所示。

图3.17　共晶合金的结晶过程示意图

合金从液态冷却到1点温度后，发生共晶反应：Ld=αc+βe，经过一定时间到1′时反应结束，全部转变为共晶体（αc+βe）。从共晶温度冷却至室温时，共晶体中的αc和βe均发生脱熔转变，从α中析出βⅡ，从β中析出αⅡ。α的成分由c点变为f点，β的成分由e点变为g点；两种相的相对质量依据杠杆定律变化。由于析出的αⅡ和βⅡ都相应地同共晶体中的α和β相连在一起，共晶体的形态和成分不发生变化。合金的室温组织全部为共晶体，如图3.18所示，即只含一种组织组成物，即共晶体；而其组成相仍为α相和β相。

图3.18　共晶体的组织形态

（3）合金Ⅲ。合金Ⅲ是亚共晶合金，其结晶过程如图3.19所示。

图3.19　亚共晶合金的结晶过程示意图

合金冷却到1点温度后，由匀晶反应生成α固溶体，这是初生α固溶体。从1点到2点温度的冷却过程中，按照杠杆定律，初生α的成分沿ac线变化，液相成分沿ad线变化；初生α逐渐增多，液相逐渐减少。当刚冷却到2点温度时，合金由c点成分的初生α相和d点成分的液相组成。然后液相进行共晶反应，但初生α相不变化。经过一定时间到2′点共晶反应结束时，合金转变为。从共晶温度继续往下冷却，初生α中不断析出βⅡ，成分由c点降至f点；此时共晶体如前所述，形态、成分和总量保持不变。合金的室温组织为初生，如图3.20所示。合金的组成相为α和β，它们的相对质量为

图3.20　亚共晶合金组织

合金的组织组成物为初生α、βⅡ和共晶体（α＋β）。它们的相对质量可两次应用杠杆定律求得。根据结晶过程分析，合金在刚冷到2点温度而尚未发生共晶反应时，由αc和 Ld两相组成，它们的相对质量为

其中，液相在共晶反应后全部转变为共晶体（α＋β），因此这部分液相的质量就是室温组织中共晶体（α＋β）的质量，即

成分在cd之间的所有亚共晶合金的结晶过程均与合金Ⅲ相同，仅组织组成物和组成相的相对质量不同。成分越靠近共晶点，合金中共晶体的含量越多。

位于共晶点右边，成分在de之间的合金为过共晶合金。它们的结晶过程与亚共晶合金相似，也包括匀晶反应、共晶反应和二次结晶三个转变阶段；不同之处是初生相为β固溶体，二次结晶过程为β→αⅡ。所以室温组织为。

3．不平衡结晶及其组织

前面讨论了共晶系合金在平衡条件下的结晶过程，但铸件和铸锭的凝固都是不平衡结晶过程，不平衡结晶比平衡结晶更为复杂。下面仅定性地讨论不平衡结晶中的一些重要规律。

（1）伪共晶。

在平衡结晶条件下，只有共晶成分的合金才能获得完全的共晶组织。但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，也可能得到全部共晶组织，这种非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶组织。

如图3.21所示为伪共晶示意图。从图中可以看出，在不平衡结晶条件下，由于冷却速度大，产生过冷，当液态合金过冷到两条液相线的延长线所包围的影线区时，合金液体对α相和β相都是过饱和的，既可以结晶出α，又可以结晶出β，它们同时结晶出来就形成了共晶组织。通常将形成全部共晶组织的成分和温度范围称为伪共晶区，如图3.21中的阴影线区所示。当亚共晶合金Ⅰ过冷至1t温度以下进行结晶时，就可以得到全部共晶组织。

图3.21　伪共晶示意图

伪共晶区在相图中的位置对说明合金中出现的不平衡组织很有帮助。如在 Al-Si 合金系中，共晶合金在快冷条件下结晶后会得到亚共晶组织，其原因是 Al-Si 合金系的伪共晶区偏向硅的一侧，如图3.22所示，这样，共晶成分的液相结晶时，只有先结晶出α相，α相向液体中排出溶质原子Si，当液体的成分到达b点时，才能发生共晶转变。其结果好像共晶点向右移动了一样，共晶合金变成了亚共晶合金。

图3.22　Al-Si合金系伪共晶区

（2）离异共晶。

在先共晶相数量较多而共晶相组织甚少的情况下，有时共晶组织中与先共晶相相同的那一相，会依附于先共晶相上生长，剩下的另一相则单独存在于晶界处，从而使共晶组织的特征消失，这种两相分离的共晶称为离异共晶。如图3.23所示为Al-Cu铸造合金中的离异共晶组织。离异共晶可以在平衡条件下获得，也可以在非平衡条件下获得。如在合金成分偏离共晶点很远的亚共晶（或过共晶）合金中，它的共晶转变是在已存在大量先共晶相的条件下进行的。此时如果冷却速度十分缓慢，过冷度很小时，那么共晶中的α相如果在已有的先共晶α相上长大，要比重新生核再长大容易得多。这样，α相易于与先共晶α相合为一体，而β相则存在于α相的晶界处。

图3.23　Al-Cu铸造合金中的离异共晶组织

4．比重偏析和区域偏析

（1）比重偏析

比重偏析是由组成相与熔液之间密度的差别所引起的一种区域偏析。如对亚共晶或过共晶合金来说，如果先共晶相与熔液之间的密度相差较大，则在缓慢冷却条件下凝固时，先共晶相便会在液体中上浮或下沉，从而导致结晶后铸件上下部分的化学成分不一致，产生比重偏析。例如 Pb-Sb 合金在凝固过程中，先共晶相锑的密度小于液相，因而锑晶体上浮，形成了比重偏析。铸铁中石墨漂浮也是一种比重偏析。

比重偏析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。合金组元间的密度差越大，相图结晶的成分间隔越大，则初晶与剩余液相的密度差也越大；相图结晶的温度间隔越大，冷却速度越小，则初晶在液体中有更多的时间上浮或下沉，合金的比重偏析也越严重。

防止或减轻比重偏析的方法有两种：一是增大冷却速度，使先共晶相来不及上浮或下沉；二是加入第三种元素，凝固时先析出与液体密度相近的新相，构成阻挡先共晶相上浮或下沉的骨架。例如在 Pb-Sb轴承合金中加入少量的Cu和 Sn，使其先形成Cu、Sn化合物，即可减轻或消除比重偏析。另外，热对流、搅拌也可以克服显著的比重偏析。

在生产中，有时可利用比重偏析来除去合金中的杂质或提纯贵金属。

（2）区域偏析

固溶体合金在结晶时，如果凝固从一端开始顺序进行的话，则可能产生区域偏析。共晶相图中也包含有匀晶转变，因此在结晶时也可能形成区域偏析。

①正偏析。

铸锭（件）中低熔点元素的含量从先凝固的外层到后凝固的内层逐渐增多，高熔点元素的含量则逐渐减少，这种区域偏析称为正偏析。在不平衡结晶过程中，溶质原子在固相中基本上不扩散，则先凝固的固相中溶质原子浓度低于平均成分。如果结晶速度慢，液体内的原子扩散比较充分，溶质原子通过对流可以向远离结晶前沿的区域扩散，使后结晶液体的浓度逐渐提高，结晶结束后，铸锭（件）内外溶质浓度差别较大，即正偏析严重；如果结晶速度较快，液相内不存在对流，原子扩散不充分，溶质原子只在枝晶间富集，则正偏析较小。

正偏析一般难以完全避免，通过压力加工和热处理也难以完全改善，它的存在使铸锭（件）性能不均匀，因此在浇注时应采取适当的控制措施。

②反偏析。

反偏析也称负偏析，与正偏析相反，是低熔点元素富集在铸锭（件）先凝固的外层的现象。这种偏析多发生在结晶范围较大的合金中。如锡青铜铸件表面出现的“锡汗”就是比较典型的反偏析，它使铸件的切削加工性能变差。

反偏析形成的原因大致是，原来铸件中心地区富集低熔点元素的液体，由于铸件凝固时发生收缩而在树枝晶之间产生空隙（此处为负压），加上温度降低使液体中的气体析出而形成压强，把铸件中心低熔点元素浓度较高的液体沿着柱状晶之间的“渠道”压至铸件的外层，形成反偏析。

5．标注组织的共晶相图

根据以上分析，在室温下f点及其以左成分的合金的组织为单相α，g点及其以右成分的合金的组织为单相β，f—g 之间成分的合金的组织由α和β两相组成。由于各种成分的合金冷却时所经历的结晶过程不同，组织中所得到的组织组成物及其数量是不相同的。而这是决定合金性能最本质的方面。所以为了使相图更清楚地反映其实际意义，采用组织来标注相图，如图3.24所示。

图3.24　标注组织的共晶相图

3.2.3.3　包晶相图

两组元在液态无限互溶，在固态有限互溶，冷却时发生包晶反应的相图，称为包晶相图，如Pt-Ag、Ag-Sn、Sn-Sb合金相图等。

1．相图分析

如图 3.25 所示为 Pt-Ag 合金相图。合金中存在三种相：Pt 与 Ag 形成的液体 L 相，Ag溶于Pt中的有限固溶体α相，Pt溶于Ag中的有限固溶体β相。e点为包晶点。e点成分的合金冷却到e点所对应的温度时发生以下反应：

图3.25　Pt-Ag合金相图

这种由一种液相与一种固相在恒温下相互作用而转变为另一种固相的反应叫作包晶反应。发生包晶反应时三相共存，它们的成分确定，反应在恒温下平衡地进行。水平线ced为包晶反应线。cf为Ag在α中的溶解度线，eg为Pt在β中的溶解度线。

2．典型合金的结晶过程

（1）合金Ⅰ。合金Ⅰ的结晶过程如图3.26所示。

图3.26　合金Ⅰ的结晶过程示意图

合金冷却到1点温度以下时结晶出固溶体α，L相成分沿ad线变化，α相成分沿ac线变化。合金冷却到2点温度而尚未发生包晶反应前，由d点成分的L相与c点成分的α相组成。这两相在e点温度时发生包晶反应，β相包围α相而形成。反应结束后，L 相与α相正好全部反应耗尽，形成e点成分的β固溶体。温度继续下降时，从β中析出αⅡ。最后室温组织为β+αⅡ。其组成相和组织组成物的成分及相对质量可根据杠杆定律来确定。

在合金结晶过程中，如果冷速较快，包晶反应时原子扩散不能充分进行，则生成的β固溶体中会发生较大的偏析。原α处Pt含量较高，而原L区Pt含量较低。这种现象称为包晶偏析。包晶偏析可通过扩散退火来消除。

（2）合金Ⅱ。合金Ⅱ的结晶过程如图3.27所示。

图3.27　合金Ⅱ的结晶过程示意图

液态合金冷却到1点温度以下时结晶出α相，刚至2点温度时合金由d点成分的L相和c点成分的α相组成，两相在2点温度发生包晶反应，生成β固溶体。与合金Ⅰ不同，合金Ⅱ在包晶反应结束之后，仍剩余有部分α固溶体。在随后的冷却过程中，β和α中将分别析出αⅡ和βⅡ。所以最终组织为β+α+αⅡ+βⅡ。

3.2.3.4　其他相图

1．共析相图如图 3.28所示，下半部为共析相图，其形状与共晶相图类似。按照一般规律分析，d点成分的合金从液相经过匀晶反应生成γ相后，继续冷却到d点温度时，在此恒温下发生共析反应，同时析出c点成分的α相和e点成分的β相：γd=αc+βe。即由一种固相转变成完全不同的两种相互关联的固相，这两相混合物称为共析体。共析相图中各种成分合金的结晶过程与共晶相图相似，但因共析反应是在固态下进行的，所以共析产物比共晶产物要细密得多。

图3.28　共析相图

2．含有稳定化合物的相图

在某些组元构成的相图中，常形成一种或几种稳定化合物。这些化合物具有一定的化学成分、固定的熔点，且熔化前不分解，也不发生其他化学反应。例如Mg-Si合金，就能形成稳定化合物Mg2Si。图 3.29为Mg-Si合金相图，属于含有稳定化合物的相图。在分析这类相图时，可把稳定化合物看成一个独立的组元，并将整个相图分割成几个简单相图。因此，Mg-Si相图可分为Mg-Mg2Si和 Mg2Si-Si两个相图来进行分析。

图3.29　Mg-Si合金相图