如果體系由A、B兩組元組成，橫坐標一端為組元 二元相圖中的成分表示二元相圖中的成分有兩種表示方法：質量分數（ω）（x）。若A、B組元為單wA

A

，wB

A A wAA

wA

wA/xrAwBBA、A、BBxB100%，。B（或或A（或或 溶體成分為切點成分時的化學勢μA；而與B組元的截距表示B組元在固溶體成分為切點成分時的化學勢μB。 熱力學條件為

，， 圖表示由五個不同溫度下L、α和β相的自由能-成分曲線 網學天地 非平衡凝固過程中的主要。 ②先結晶部分富含高組元（Ni）， 固態有限溶解的Pb-Sn相圖和固態互不溶解共晶相圖如圖所α固溶體和β固溶體的飽和溶解度曲線，它們分別表示α和在圖中，相平衡線把相圖劃分為三個單相區：L，α，β；三個兩相區：L+αL+βα+β；而L上部的中間，α相區和β相區分別位于共晶線的兩端。 固至室溫后的平衡組織均為β+αⅡ，只是兩相的相對量不同而基本相似，但凝固后的平衡組織為β+αⅡ。 ②共晶合金。w(Sn)=61.9%同時結晶出α和β兩種固溶體，這一過程在恒溫下進行，直至凝固結束。繼續冷卻時，共晶體中α和β相將各自沿m溶解度曲線變化而改變其固溶度，從α和中分別析出βⅡ和αⅡ。 結晶成共晶體。室溫組織通常可寫為α初+(α+β)+βⅡ，甚至可寫為α初α+β)。 ④過共晶合金。如圖所示（缺圖？？？？），、組織與亞共晶合金相似，只是初生相為β固溶體而不是α固溶體。室溫時的組織為β+(α+β)。 若當合金中兩組 以，在共晶點偏于低相時，為了滿足兩組成相形成對擴散的要求，偽共晶區的位置必須偏向高相一側。 處，從而使共晶體兩組成相相間的組織特征，這種兩 包晶相圖及其合金Fe-、Cu-Zn、Ag-Sn、Ag-Pt等。包晶相圖可以再細分為三種類型，如圖所示（a）β相固溶度隨溫度下降而增（b）β相的固溶度隨溫度下降而（c）A、B兩組元固態下互不相 （a）β相固溶度隨溫度下降而增（b）β相的固溶度隨溫度下降而減（c）A、B兩組元固態下互不相B是是在為基的β固溶體的溶解度曲線，為基的α固溶體的溶解度曲線。水平線Lb+αd→βp。包晶反應是恒溫轉變，圖中P點稱為包晶點網學天地 核功，并消耗液相和α相而生長。當α相被新生的β相包圍以后，α相就不能直接與液相L接觸。相，其成分沿cb液相線變化，而β相的成分沿pc線變化，直至t3)24反應前的結晶情況與上述情況相似。包晶轉變前合金中α相相對量β相外，還有剩余的α相存在。包晶溫度以下，α相中將析出βⅡ，而β相中析出αⅡ，因此該合金金的室溫平衡組織為αβ+αⅡ＋βⅡ。 如前所述，包晶轉變的產物β相包圍著初生相α，使液相與α相隔開，了液相和α緩慢的。顯然，影響包晶轉變能否進行完全的主要是液相與α相原子在新相β內的擴散速率。 其他類型的二元具有化合物的二元相圖。在某些二元系中，可形成一個或幾個化物，由于它們位于相MMMiMMMM 個固相和另一成分的液相L2 根據相圖判別合金的工藝性能。由于共晶合金的低，并且 固可獲得自生復合材料（UnidirectionallySolidifiedin-situ（Bridging）、分枝等協同方式側向擴展）；（2）協同網學天地 α相接觸，而β相則分別