HAZ的组织和性能—熔池凝固与固态相变
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第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
4
二、熔池结晶的一般规律
1.熔池中晶核的形成 ①自发形核 16 3
Ek 所需能量： 3Fv2 其中：σ——新相-液相的界面张力 ΔFv——单位体积内固液两相自由能之差
2 3 cos 3 cos3 ) ②非自发形核所需能量： E Ek ( 4
' k
θ=0 ° →Ek´=0 →液相中有大量的悬浮质点和现成表面。 θ=180°→Ek´=Ek→全自发形核，不存在非自发晶核的现成表面。 θ= 0°~ 180°时，Ek´/ Ek=0~1，说明在液相中有现成表面存在时，将 会降低形成临界晶核所需的能量。
– cosθ取决于焊接规范和材料的热物理性质及形状
11
③cosθ值的确定 – 厚大件： cos {1 A
2 1 ky k z2 qv ( )} 2 2 2 aTM 1 k y k z
– 薄件： ④对Vc的讨论 – θ=0 时，Vc=V（焊缝中心线） – θ=90时，Vc=0（熔合线，焊缝边界） 即晶粒生长速度是变化的 – V↑→θ↑，生长越垂直于焊缝中心，易形成脆弱的结合 线，产生纵向裂纹 – V↑→Vc↑，所以焊易裂材料时，不能用大的焊速
3
第一节 熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点 • 结晶过程：晶核生成、晶核长大 1.熔池的体积小、冷却速度大 – 含碳高、合金元素较多的钢种，容易产生淬硬组织，甚至焊道 上产生裂纹 – 熔池中心和边缘有较大的温度梯度，致使焊缝中柱状晶得到很 大发展，一般情况下没有等轴晶，只有在焊缝断面的上部有少 量的等轴晶（电渣焊除外）。 2.熔池中的液态金属处于过热状态 – 合金元素的烧损比较严重，使熔池中非自发形核的质点大为减 少（柱状晶的形成原因之一）。 3.熔池是在运动状态下结晶（如图3-2） – 熔池以等速随热源移动，熔化和凝固同时进行。气体吹力，焊 条摆动、内部气体逸出等产生搅拌作用，利于排除气体和夹杂 ，有利于得到致密而性能好的焊缝。
二、熔池结晶的一般规律
1.熔池中晶核的形成 ①自发形核 16 3
Ek 所需能量： 3Fv2 其中：σ——新相-液相的界面张力 ΔFv——单位体积内固液两相自由能之差
2 3 cos 3 cos3 ) ②非自发形核所需能量： E Ek ( 4
' k
θ=0 ° →Ek´=0 →液相中有大量的悬浮质点和现成表面。 θ=180°→Ek´=Ek→全自发形核，不存在非自发晶核的现成表面。 θ= 0°~ 180°时，Ek´/ Ek=0~1，说明在液相中有现成表面存在时，将 会降低形成临界晶核所需的能量。
– cosθ取决于焊接规范和材料的热物理性质及形状
11
③cosθ值的确定 – 厚大件： cos {1 A
2 1 ky k z2 qv ( )} 2 2 2 aTM 1 k y k z
– 薄件： ④对Vc的讨论 – θ=0 时，Vc=V（焊缝中心线） – θ=90时，Vc=0（熔合线，焊缝边界） 即晶粒生长速度是变化的 – V↑→θ↑，生长越垂直于焊缝中心，易形成脆弱的结合 线，产生纵向裂纹 – V↑→Vc↑，所以焊易裂材料时，不能用大的焊速
3
第一节 熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点 • 结晶过程：晶核生成、晶核长大 1.熔池的体积小、冷却速度大 – 含碳高、合金元素较多的钢种，容易产生淬硬组织，甚至焊道 上产生裂纹 – 熔池中心和边缘有较大的温度梯度，致使焊缝中柱状晶得到很 大发展，一般情况下没有等轴晶，只有在焊缝断面的上部有少 量的等轴晶（电渣焊除外）。 2.熔池中的液态金属处于过热状态 – 合金元素的烧损比较严重，使熔池中非自发形核的质点大为减 少（柱状晶的形成原因之一）。 3.熔池是在运动状态下结晶（如图3-2） – 熔池以等速随热源移动，熔化和凝固同时进行。气体吹力，焊 条摆动、内部气体逸出等产生搅拌作用，利于排除气体和夹杂 ，有利于得到致密而性能好的焊缝。
三、熔池凝固与相变(2010)
4
焊缝金属的结晶形态（1）
因焊接冶金的特点，焊缝不同部位将出现不同的结晶形态。 （ 1 ）在熔合区由于温度梯度 G 大，结晶速度 R 小，所以成分过 冷较小，此处以平面晶为主； （ 2 ）离开熔合区后， G 逐渐变 小， R 逐渐增加，此处结晶形态 由平面晶向胞状晶、柱状晶（树 枝胞状晶）过渡。
焊缝金属的结晶形态（2）
由F+少量P组成。F体先沿A体边界析 出，形成先共析F体。在一定冷速范围内， F体长大成梳齿状，或从A晶粒内沿一定 方向以针片状析出，形成魏氏组织。
魏氏组织一般伴随有粗大的晶粒，性能极差 。
魏氏组织
表 5－6 魏氏组织的冲击韧性 化学成份 冲击值(公斤力·米／厘米 2) C Mn Si 魏氏组织 Ac1 以下温度退火 在 850℃退火 0.19 0.32 3.20 6.40 17.80 痕迹 0.37 0.74 2.35 6.0 15.20 0.36 0.46 0.87 2.80 5.20 14.60 0.15
焊缝中的成分不均匀性（2）
（3）层状偏析：因结晶速度呈周期性变化造成焊缝化学成分不 均匀的偏析（图3－36,37）。
2 熔合区的化学成分不均匀性（1）
（1）熔合区
母材与焊缝交界的一个区域，是整个焊接接头最薄弱的地带。
（2）熔合区宽度A
取决于材料的液－固温度区间、材 料的热物理性质。 T T
A T ( ) Y
（ 3 ）在焊缝中心， G 很小， R 最大，成分过冷也最大， 此处结晶为等轴晶。。 （4）在焊接断弧时出现一个 弧坑，此时中心温度低， G 小，形成很大的成分过冷， 结果形成粗大的等轴树枝晶。
思考题：比较钢锭组织与焊缝的组织
五、焊缝金属成分的不均匀性
1 焊缝中的成分不均匀性 （1）显微偏析： 1）因结晶先后顺序不同，后结晶的固相 溶质浓度偏高，在晶界富集了较多的杂 质（晶界偏析）。 2）焊接冷却速度快，固相内成分来不及 扩散，造成晶内偏析 （图3 －33） 。树枝晶 界的偏析比胞状晶严重（表3－1）。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
11
三、熔池结晶线速度
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
12
在厚大焊件的表面上快速堆焊
cos 1 A
α ：热扩散率 vc : 晶粒成长的平均速度 v : 焊速 θ : v0和vc的夹角 薄板上自动焊接 cos 1 A
q aTM
1 KY K 2 （cm2/s）
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
47
空位的平衡浓度与温度成比例。接头冷却过 程中，空位的平衡浓度显然要下降，在不平 衡冷却时，空位必处于过饱和状态，超过平 衡浓度的空位则要向高温部位发生运动，而 半熔化区本身就易于形成较多空位，因此， 熔合线附近将是空位密度最大的部位。这 种空位的聚合可能是熔合区延迟断裂的原因 之一。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
34
(3)层状线的存在，一般相溶质(特别是硫)的不 均匀分布有重要关系。可将每一个结晶层大体 区分为三个小区域： 初始区 溶质富集区，即溶质成分高于平均 浓度的区域。在侵蚀照片上呈最暗黑的颜色。 中间区 为平均浓度区，是结晶层中最宽的一 段．其特征为溶质成分均匀，颜色稍暗。
5、等轴晶
产生条件：过冷度大。 特征：结晶前沿长出粗大树枝晶，液相内， 可自发生核，形成自由长大的等轴树枝晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
24
（四）、焊接条件下的凝固形态
焊缝成分对结晶形态有影响，还与焊接 规范参数有关。熔池中成分过冷的分布 在焊缝的不同部位是不同的，将会出现 不同的结晶形态。
16
a)G>0时的温度分布
b)G<0时的温度分布
c)G>0时的界面结晶形态
d)G<0时的界面结晶形态
17
11
三、熔池结晶线速度
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
12
在厚大焊件的表面上快速堆焊
cos 1 A
α ：热扩散率 vc : 晶粒成长的平均速度 v : 焊速 θ : v0和vc的夹角 薄板上自动焊接 cos 1 A
q aTM
1 KY K 2 （cm2/s）
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
47
空位的平衡浓度与温度成比例。接头冷却过 程中，空位的平衡浓度显然要下降，在不平 衡冷却时，空位必处于过饱和状态，超过平 衡浓度的空位则要向高温部位发生运动，而 半熔化区本身就易于形成较多空位，因此， 熔合线附近将是空位密度最大的部位。这 种空位的聚合可能是熔合区延迟断裂的原因 之一。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
34
(3)层状线的存在，一般相溶质(特别是硫)的不 均匀分布有重要关系。可将每一个结晶层大体 区分为三个小区域： 初始区 溶质富集区，即溶质成分高于平均 浓度的区域。在侵蚀照片上呈最暗黑的颜色。 中间区 为平均浓度区，是结晶层中最宽的一 段．其特征为溶质成分均匀，颜色稍暗。
5、等轴晶
产生条件：过冷度大。 特征：结晶前沿长出粗大树枝晶，液相内， 可自发生核，形成自由长大的等轴树枝晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（四）、焊接条件下的凝固形态
焊缝成分对结晶形态有影响，还与焊接 规范参数有关。熔池中成分过冷的分布 在焊缝的不同部位是不同的，将会出现 不同的结晶形态。
16
a)G>0时的温度分布
b)G<0时的温度分布
c)G>0时的界面结晶形态
d)G<0时的界面结晶形态
17
HAZ的组织和性能—熔池凝固与固态相变
§1.1 熔池凝固
(3) 晶粒长大的能量
晶粒长大需要能量： (1) 因体积长大而是体系自由能下降； (2) 因长大而产生的新固相表面使体系自由能 的升高。
晶粒长大时所增加的表面能比形核时要小，因
此长大比形核所需要的过冷度要小。
焊缝金属：开始凝固时并不需要形核，而是在
母材基体上联生长大。
Part III HAZ的组织与性能
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
2、熔池结晶的特征
过冷度是液态金属凝固的必要条件，在一定范围内 过冷度越大，固液两相的自由能相差越大，越有利 于液态金属的凝固结晶——焊接具有大的过冷度。
(1) 形核
熔池金属过热度大不能自发形核，以非自发形
核为主: a. 固相质点（较少）
b. 半熔化状态母材界面上的联生结晶(主要)
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(1) 形核
联生结晶的示意图
不锈钢自动焊时的联生结晶
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 晶粒长大——择优长大
原子由液相不断地向固相转移，晶核的成长是 通过二维成核方式长大，但并不是齐步前进，长大 趋势不同，有的一直向焊缝中部发展；有的只长大
§1.1 熔池凝固
(2) 焊接工艺参数对结晶线速度的影响
v对生长方向的影响： v↑, θ↑, 晶粒生长主轴越垂直于焊缝中心线; v↓, 晶粒主轴成长方向约弯曲。
(a) 偏向晶 (b) 定向晶 焊接速度对晶粒长大趋向的影响示意图 Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 焊接工艺参数对结晶线速度的影响
§1.1 熔池凝固
第三章 焊池凝固和焊缝固态相变
14
定向凝固-溶质再分配-成分过冷
15
成分过冷的程度与结晶形态的变化
从 a ~ d， 成分过冷增加
源于《Welding Metallurgy》 (Kou, 2002)
16
（三）成分过冷条件对结晶形态的影响
• 1、 温度梯度G＞0，平面结晶，图3-18
• 2、温度梯度G与实际结晶温度T有少量相交，胞状结
源于《Welding Metallurgy》 (Kou, 2002) 9
三、熔池结晶线速度
• 柱状晶体的成长：
• 一般讲，熔池晶粒生长的主轴是弯曲的；图3-7
• 与焊接速度有密切关系，图3-8
• 公式推导——
ds dx cos
两端同时除以dt
ds dx cos
dt dt
晶粒生长的平均线速度：c cos — —焊接速度
• 偏析：凝固后微观到宏观尺度上化学成分的不均匀叫~。
材料成型及控制工程 0707、0708班 0804~0806班，0904~0906班
1
熔池的形状
• 半个双椭球模型
2
第一节 熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点
1 焊接熔池体积小，冷却速度高；
➢ 一般小于100g，或30cm3 ，平均4~100 ℃ /s，约为铸造的104。
2 焊接熔池的液态金属处于过热状态
➢ 一般钢材熔池温度平均1770 ±100℃ ➢ 熔池边界的温度梯度比铸造时高103 –104倍。
3 熔池在运动状态下结晶
➢ 结晶前沿随热源同步运动 ➢ 液态金属受到各种力的搅拌运动 ➢ 熔池金属存在对流运动 ➢ 在运动状态下凝固，凝固速度高，常比铸造的高10~100倍。
（4 熔池界面的导热条件好）
20
定向凝固-溶质再分配-成分过冷
15
成分过冷的程度与结晶形态的变化
从 a ~ d， 成分过冷增加
源于《Welding Metallurgy》 (Kou, 2002)
16
（三）成分过冷条件对结晶形态的影响
• 1、 温度梯度G＞0，平面结晶，图3-18
• 2、温度梯度G与实际结晶温度T有少量相交，胞状结
源于《Welding Metallurgy》 (Kou, 2002) 9
三、熔池结晶线速度
• 柱状晶体的成长：
• 一般讲，熔池晶粒生长的主轴是弯曲的；图3-7
• 与焊接速度有密切关系，图3-8
• 公式推导——
ds dx cos
两端同时除以dt
ds dx cos
dt dt
晶粒生长的平均线速度：c cos — —焊接速度
• 偏析：凝固后微观到宏观尺度上化学成分的不均匀叫~。
材料成型及控制工程 0707、0708班 0804~0806班，0904~0906班
1
熔池的形状
• 半个双椭球模型
2
第一节 熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点
1 焊接熔池体积小，冷却速度高；
➢ 一般小于100g，或30cm3 ，平均4~100 ℃ /s，约为铸造的104。
2 焊接熔池的液态金属处于过热状态
➢ 一般钢材熔池温度平均1770 ±100℃ ➢ 熔池边界的温度梯度比铸造时高103 –104倍。
3 熔池在运动状态下结晶
➢ 结晶前沿随热源同步运动 ➢ 液态金属受到各种力的搅拌运动 ➢ 熔池金属存在对流运动 ➢ 在运动状态下凝固，凝固速度高，常比铸造的高10~100倍。
（4 熔池界面的导热条件好）
20
焊接熔池凝固
因此，晶粒的成长方向也 垂直于结晶等温面。
熔池在结晶过程中晶粒成长的方向与晶粒主轴成 长的线速度及焊接速度等有密切关系。
ds dx cos ds dx cos
dt dt
vc v cos
晶粒成长的平均线速度，在一定焊接速度下，主要决 定于cosθ ， cosθ 决定于焊接规范和被焊金属的 热物理性质。
2
3cos 4
cos2
θ =0°时，EK′=0，现成表面； θ =180°，EK′=EK，只能自发形核； θ =0～180°时， EK′=（0～1）EK
研究表明：θ 角的大小决定于新相晶核与现成表面 之间的表面张力。新核与液相中原有现成表面固体粒 子的晶格结构越相似（点阵类型与晶格常数相似）， 之间的表面张力越小， θ 角越小。
焊接规范对晶粒成长方向及平均线速度均有影响 焊速↑，θ ↑， 晶粒主轴成长方 向越垂直于焊缝 中心线；相反， 主轴方向响非常 明显
实际上，结晶速度与熔池中析出结晶潜热、热源 作用的周期变化、化学成分的不均匀性、元素扩散等 密切相关。
沙马宁的研究指出： 晶粒成长的线速度围绕平 均线速度作波浪式变化， 且波浪起伏越来越小，趋 向平均速度。
结晶的一般规律：晶核形成和晶核长大。 熔池体积小，冷却速度大
熔池冷却速度 4～100℃/s；钢锭冷却速度（3～150）×10-4℃。 易形成淬硬组织；焊缝中柱状组织得到很大发展。 熔池中的液态金属处于过热状态 熔池平均温度可达1770±100℃，熔滴约为2300±200 ℃； 钢锭温度≤1550 ℃。
焊接条件下，熔池中存在的两种现成表面：合金 元素或杂质的悬浮质点；熔合区附近加热到半熔化状 态的基本金属的晶粒表面。
熔池在结晶过程中晶粒成长的方向与晶粒主轴成 长的线速度及焊接速度等有密切关系。
ds dx cos ds dx cos
dt dt
vc v cos
晶粒成长的平均线速度，在一定焊接速度下，主要决 定于cosθ ， cosθ 决定于焊接规范和被焊金属的 热物理性质。
2
3cos 4
cos2
θ =0°时，EK′=0，现成表面； θ =180°，EK′=EK，只能自发形核； θ =0～180°时， EK′=（0～1）EK
研究表明：θ 角的大小决定于新相晶核与现成表面 之间的表面张力。新核与液相中原有现成表面固体粒 子的晶格结构越相似（点阵类型与晶格常数相似）， 之间的表面张力越小， θ 角越小。
焊接规范对晶粒成长方向及平均线速度均有影响 焊速↑，θ ↑， 晶粒主轴成长方 向越垂直于焊缝 中心线；相反， 主轴方向响非常 明显
实际上，结晶速度与熔池中析出结晶潜热、热源 作用的周期变化、化学成分的不均匀性、元素扩散等 密切相关。
沙马宁的研究指出： 晶粒成长的线速度围绕平 均线速度作波浪式变化， 且波浪起伏越来越小，趋 向平均速度。
结晶的一般规律：晶核形成和晶核长大。 熔池体积小，冷却速度大
熔池冷却速度 4～100℃/s；钢锭冷却速度（3～150）×10-4℃。 易形成淬硬组织；焊缝中柱状组织得到很大发展。 熔池中的液态金属处于过热状态 熔池平均温度可达1770±100℃，熔滴约为2300±200 ℃； 钢锭温度≤1550 ℃。
焊接条件下，熔池中存在的两种现成表面：合金 元素或杂质的悬浮质点；熔合区附近加热到半熔化状 态的基本金属的晶粒表面。
(机械)(焊接)焊接冶金学(基本原理)习题
焊接冶金学（基本原理）习题绪论1.试述焊接、钎焊和粘接在本质上有何区别？2.怎样才能实现焊接，应有什么外界条件？3.能实现焊接的能源大致哪几种？它们各自的特点是什么？4.焊接电弧加热区的特点及其热分布？5.焊接接头的形成及其经历的过程，它们对焊接质量有何影响？6.试述提高焊缝金属强韧性的途径？7.什么是焊接，其物理本质是什么？8.焊接冶金研究的内容有哪些第一章焊接化学冶金1.焊接化学冶金与炼钢相比，在原材料方面和反应条件方面主要有哪些不同？2.调控焊缝化学成分有哪两种手段？它们怎样影响焊缝化学成分？3.焊接区内气体的主要来源是什么？它们是怎样产生的？4为什么电弧焊时熔化金属的含氮量高于它的正常溶解度？5.氮对焊接质量有哪些影响？控制焊缝含氮量的主要措施是什么？6.手弧焊时，氢通过哪些途径向液态铁中溶解？写出溶解反应及规律？7.氢对焊接质量有哪些影响？8既然随着碱度的增加水蒸气在熔渣中的溶解度增大，为什么在低氢型焊条熔敷金属中的含氢量反而比酸性焊条少？9. 综合分析各种因素对手工电弧焊时焊缝含氢量的影响。
10.今欲制造超低氢焊条（[H]<1cm3/100g）,问设计药皮配方时应采取什么措施？11. 氧对焊接质量有哪些影响？应采取什么措施减少焊缝含氧量？12.保护焊焊接低合金钢时，应采用什么焊丝？为什么？13.在焊接过程中熔渣起哪些作用？设计焊条、焊剂时应主要调控熔渣的哪些物化性质？为什么？14.测得熔渣的化学成分为：CaO41.94%、28.34%、23.76%、FeO5.78%、7.23%、3.57%、MnO3.74%、4.25%，计算熔渣的碱度和，并判断该渣的酸碱性。
15.已知在碱性渣和酸性渣中各含有15%的FeO，熔池的平均温度为1700℃，问在该温度下平衡时分配到熔池中的FeO量各为多少？为什么在两种情况下分配到熔池中的FeO量不同？为什么焊缝中实际含FeO量远小于平衡时的含量？16.既然熔渣的碱度越高，其中的自由氧越多，为什么碱性焊条焊缝含氧量比酸性焊条焊缝含氧量低？17.为什么焊接高铝钢时，即使焊条药皮中不含，只是由于用水玻璃作粘结剂，焊缝还会严重增硅？18. 综合分析熔渣中的CaF2在焊接化学冶金过程是所起的作用。
焊接熔池凝固
1
cos
1 A
qv
aTM
K
2 y
K
2 z
1
K
2 y
K
2 z
2
cos
1
A
q
hTM
2
1
K
2 y
K
2 y
1 2
由以上分析可得出： 晶粒成长的平均速度是变化的
Y=OB，Ky=1，cosθ =0，θ =90°，vc=0； Y=0，Ky=0，cosθ =1，θ =0°，vc=v； Y=OB～0，θ =90°～0° ，vc=0～v。
合金元素烧损严重，非自发形核大为减少。
熔池是在运动状态下结晶 钢锭是在固定的模具中静止状态下进行结晶； 熔池中金属的熔化和结晶过程同时进行。
熔池结晶的一般规律
熔池中晶核的形成
自发形核所需能量 非自发形核所需能量
EK
16 3 3Fv2
EK
16 3 3Fv2
结晶的一般规律：晶核形成和晶核长大。 熔池体积小，冷却速度大
熔池冷却速度 4～100℃/s；钢锭冷却速度（3～150）×10-4℃。 易形成淬硬组织；焊缝中柱状组织得到很大发展。 熔池中的液态金属处于过热状态 熔池平均温度可达1770±100℃，熔滴约为2300±200 ℃； 钢锭温度≤1550 ℃。
3.1 熔池凝固和焊缝固态相变
熔焊时，在高温热源的作用下，母材将发生局 部熔化，并与熔化了的焊丝金属搅拌混合而形成焊 接熔池（weld pool）。同时，进行了短暂而复杂 的冶金反应。焊接热源离开，熔池金属便开始凝固。
第三章_熔池凝固和焊缝固态相变
Constitutional Supercooling
The temperature field, T(x)
ahead of the S/L interface lies
above the liquidus, Tl(x)பைடு நூலகம் The
melt is thermodynamically
Solid
stable, and the solid advances
凡<100>轴与最大温度梯度方向一致，具有长大的最有利条 件，即选择长大。
三、熔池结晶线速度
任一个晶粒主轴，在任一点A的成长方向是A点的切线(S-S线),与X 轴夹角为θ，如果结晶等温面在dt时间内，沿X轴移动了dx，此时结 晶面从A移到B，同时晶粒主轴由A成长到C。当dx很小时，可把 AC弧看作是AC’直线，认为AC’B是直角三角形。
Ts(x)
Solid
Tl(x) Tl(x) Liquid
Ts(x)
X
Constitutional Supercooling（成分过冷）
v
Bump, or perturbation
stable
T (x)
v
Cl(x) Tl(x)
Any bump, or protuberance, extending into the liquid “samples” the stability of the liquid phase. If the liquid is constitutionally supercooled, the bump grows, whereas if the liquid is above its liquidus, the bump melts back.
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
由图3-14可以看出，在 熔合线附近刚开始结晶（ 凝固）时，晶粒成长线速 度的波动是很激烈的，但 逐渐阻尼减弱，最后趋近 平均线速度。
19
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
最后应当指出，晶粒（核）长大同样需要一定的能量 ：一是因为体积长大而使体系自由能下降；另一是因长 大而产生的新固相表面使体系的自由能增高。
第三章
熔池凝固和焊缝固态相变
1
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
第一节 熔池凝固 第二节 焊缝固态相变 第三节 焊缝中的气孔和夹杂 第四节 焊缝性能的控制
2
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
熔焊时，熔池金属凝固（结晶），如图3-1。熔池凝固 过程对焊缝金属的组织、性能具有重要的作用。 一方面，由于冶金反应和冷却条件不同，可得到性能 差异甚大的组织，同时产生许多缺陷，如气孔、夹杂、 偏析和结晶裂纹等。
6
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
研究证明，对于焊接熔池结晶来讲，非自发晶核起 了主要作用。
在液相金属中有非自发晶核存在时，可以降低形成 临界晶核所需的能量，使结晶易于进行。
——在液相中形成非自发晶核所需的能量为：
7
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
——关于θ角：①当θ=0°时，Ek′=0，液相中有大量悬浮 质点和现成表面；②当θ=180°时，Ek′=Ek，只存在自发 晶核，无非自发晶核现成表面；③当θ=0～180°时， Ek′/Ek =0～1，有现成表面，会降低形成临界晶核所需能 量。
对于纯金属凝固（结晶），不存在化学成分的变化，
凝固点为恒定温度，过冷度只决定于温度梯度。即液相
中的过冷度取决于造成实际结晶温度低于凝固点的冷却
条件，冷却速度越大，过冷度越大。有以下两种情况：
19
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
最后应当指出，晶粒（核）长大同样需要一定的能量 ：一是因为体积长大而使体系自由能下降；另一是因长 大而产生的新固相表面使体系的自由能增高。
第三章
熔池凝固和焊缝固态相变
1
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
第一节 熔池凝固 第二节 焊缝固态相变 第三节 焊缝中的气孔和夹杂 第四节 焊缝性能的控制
2
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
熔焊时，熔池金属凝固（结晶），如图3-1。熔池凝固 过程对焊缝金属的组织、性能具有重要的作用。 一方面，由于冶金反应和冷却条件不同，可得到性能 差异甚大的组织，同时产生许多缺陷，如气孔、夹杂、 偏析和结晶裂纹等。
6
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
研究证明，对于焊接熔池结晶来讲，非自发晶核起 了主要作用。
在液相金属中有非自发晶核存在时，可以降低形成 临界晶核所需的能量，使结晶易于进行。
——在液相中形成非自发晶核所需的能量为：
7
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
——关于θ角：①当θ=0°时，Ek′=0，液相中有大量悬浮 质点和现成表面；②当θ=180°时，Ek′=Ek，只存在自发 晶核，无非自发晶核现成表面；③当θ=0～180°时， Ek′/Ek =0～1，有现成表面，会降低形成临界晶核所需能 量。
对于纯金属凝固（结晶），不存在化学成分的变化，
凝固点为恒定温度，过冷度只决定于温度梯度。即液相
中的过冷度取决于造成实际结晶温度低于凝固点的冷却
条件，冷却速度越大，过冷度越大。有以下两种情况：
第三章熔池凝固与焊缝固态相变
低碳钢焊缝的魏氏组织
21
一 、低碳钢焊缝的固态相变组织
焊缝化学成分相同时，在不同的冷却速度下，低 碳钢焊缝中铁素体和珠光体的比例有很大差别。 冷却速度越大，焊缝中的珠光体越多，越细，同 时焊缝的硬度增高。
22
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
低合金钢焊缝二次组织，随匹 配焊接材料化学成分和冷却条件的不 同，可由不同的组织。以F为主，P、 B、M占次要地位。
材料成形原理（焊接部分）
3 熔池凝固与焊缝固态相变
1
3.1 熔池凝固
2
一、 熔池的凝固条件和特点
1、体积小，冷却速度大
在一般电弧焊条件下，熔池的体积最大也只有30cm3 ，重量不超过 100g;
周围被冷态金属所包围，所以熔池的冷却速度很大，通常可达4～ 100℃/s，远高于一般铸件的冷却速度;
由于冷却快，温度梯度大，致使焊缝中柱状晶得到充分发展。这也是 造成高碳、高合金钢以及铸铁材料焊接性差的主要原因之一。
2、珠光体（ Pearite，简称P）转变
接近平衡状态： 如预热、缓冷和后热等。 珠光体转变温度Ar1~550℃，此时 C、Fe原子扩散比较容易。 珠光体转变属扩散型相变。（P是F和Fe3C的层状混合物领先相Fe3C）
焊接状态： 非平衡转变，得到P量少，珠光体转变量小。 若有B 、Ti合金元素，则P转变全部被抑制。
晶粒生长线速度是变化的： 焊缝边缘：ψ=90° ，cosψ =0， R=υcosψ =0； 焊缝中心：ψ=0° ，cosψ =1， R=υcosψ =υ。
一般情况下，由于等温线是弯曲的，其曲线上各点的法线方向不断地改变， 因此晶粒生长的有利方向也随之变化，形成了特有的弯曲柱状晶的形态。
13
三 、柱状晶生长方向与速度的变化
焊缝及其热影响区的组织和性能
②高碳马氏体（片状马氏体） 形态：马氏体较粗大，往往贯穿整个奥氏体晶 粒，使以后形成的马氏体片受到阻碍 形成机理：孪晶
24
七、改善焊缝组织的途径
1.凝固组织形态对性能的影响 生成粗大的树枝状晶，韧性降低，对气孔、夹杂、热裂 都有影响
2.焊缝金属的性能的改善措施 ①固溶、细晶等强化和变质处理 加入Mo、V、Ti、Zr、Al、B、N、稀土Te等 ②振动结晶 机械振动、高频超声振动、电磁振动 ③焊接工艺 焊后处理、热处理、多层焊、锤击、跟踪回火等。
20
2、低合金钢 （1）多以F+P为主，有时出现B及M,与焊材及工艺有关。 （2）铁素体（F）转变 ①粒界F（高温转变900-700℃）：为先共析F,由奥氏 体晶界析出向晶内生长，呈块状 ②侧板条F（700-550℃）：由奥氏体晶界形核，以板 条状向晶内生长（由于F形成温度较高，F内含碳极 低，故又称为无碳贝氏体） ③针状F（500℃附近）：大都非自发形核，在奥实体 内形成 ④细晶F （500℃以下）：奥氏体晶内形成，有细晶元素
18
2.熔合区的化学不均匀性
①熔合区的形成
母材与焊缝交界的地方并不是一条线，而是一个区
熔合区熔化不均（传热、晶粒散热）
②熔合区成分分布
在液相中的溶解度>在固相中的溶解度
故：固相浓度 界面
液相浓度
C0 - C´
C0 + C´
分配取决于扩散系数和分配系数，特别是
S、P、C、B、O、N等
熔合区还存在物理不均匀（组织、性能）
Pcm
C
Si 30
Mn
Cu 20
Cr
Ni 60
Mo 15
V 10
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七、改善焊缝组织的途径
1.凝固组织形态对性能的影响 生成粗大的树枝状晶，韧性降低，对气孔、夹杂、热裂 都有影响
2.焊缝金属的性能的改善措施 ①固溶、细晶等强化和变质处理 加入Mo、V、Ti、Zr、Al、B、N、稀土Te等 ②振动结晶 机械振动、高频超声振动、电磁振动 ③焊接工艺 焊后处理、热处理、多层焊、锤击、跟踪回火等。
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2、低合金钢 （1）多以F+P为主，有时出现B及M,与焊材及工艺有关。 （2）铁素体（F）转变 ①粒界F（高温转变900-700℃）：为先共析F,由奥氏 体晶界析出向晶内生长，呈块状 ②侧板条F（700-550℃）：由奥氏体晶界形核，以板 条状向晶内生长（由于F形成温度较高，F内含碳极 低，故又称为无碳贝氏体） ③针状F（500℃附近）：大都非自发形核，在奥实体 内形成 ④细晶F （500℃以下）：奥氏体晶内形成，有细晶元素
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2.熔合区的化学不均匀性
①熔合区的形成
母材与焊缝交界的地方并不是一条线，而是一个区
熔合区熔化不均（传热、晶粒散热）
②熔合区成分分布
在液相中的溶解度>在固相中的溶解度
故：固相浓度 界面
液相浓度
C0 - C´
C0 + C´
分配取决于扩散系数和分配系数，特别是
S、P、C、B、O、N等
熔合区还存在物理不均匀（组织、性能）
Pcm
C
Si 30
Mn
Cu 20
Cr
Ni 60
Mo 15
V 10
焊接热影响区的组织和性能
焊接热影响区的组织和性能焊接热影响区（HAAZ）是在焊接过程中由于热输入而受到热影响的区域。
在焊接过程中，瞬态温度变化导致了材料的相变和微观结构的改变，这些改变在HAZ中发生，并对HAZ的组织和性能产生重要影响。
下面将详细讨论焊接热影响区的组织和性能。
HAZ的组织主要受到瞬态温度变化的影响。
在焊接过程中，焊缝和周围材料会受到高温热源的加热，使材料达到或超过其变形温度。
在这种高温环境下，材料的晶粒会发生生长、形状改变和巨大的奥氏体晶化。
当焊缝冷却时，发生了相反的变化，晶粒迅速长大并恢复到正常的晶粒尺寸。
这种急剧的温度变化导致了晶粒的细化和球化，称为冷却受限效应。
此外，还可能发生再结晶现象，即材料的原始晶粒会被新的细小晶粒所取代。
HAZ的性能主要取决于材料的相组成和晶粒细化程度。
HAZ之所以存在多种不同的相，是因为热输入导致了材料的相变。
例如，在一些金属中，由于快速冷却，奥氏体晶体可能无法完全转变为马氏体，从而在HAZ内形成马氏体残余；在一些合金中，冷却速率过快可能导致奥氏体中的碳无法扩散到马氏体中去，形成残余奥氏体。
这些残余相的存在会对材料的硬度、韧性、强度和耐腐蚀性等性能产生重要影响。
此外，由于冷却速率的不同，HAZ的晶粒细化程度也会发生变化。
晶粒细化可以提高材料的强度和韧性，但过度细化可能导致材料的脆性增加。
在HAZ中，还可能发生残余应力的积累。
由于焊接过程中的瞬态温度变化，材料会经历瞬时的热膨胀和收缩，导致HA在冷却过程中产生残余应力。
这些残余应力可能对材料产生不均匀的应力分布，进而导致裂纹和变形的产生。
因此，在焊接设计和工艺控制中，需要考虑到HAZ中的残余应力情况，以确保焊接件的性能和可靠性。
总结起来，焊接热影响区的组织和性能受到瞬态温度变化的影响。
热输入导致了晶粒的细化和相变，从而影响了材料的硬度、韧性、强度和耐腐蚀性等性能。
此外，残余应力的积累以及晶粒的冷却受限效应也会对HAZ的性能产生重要影响。
焊接理论基础习题及答案
第一章焊接化学冶金1、什么是焊接化学冶金？它的主要研究内容和学习的目的是什么?答：焊接化学冶金指在熔焊过程中，焊接区内各种物质之间在高温下的相互作用反应。
它主要研究各种焊接工艺条件下，冶金反应与焊缝金属成分、性能之间的关系及变化规律。
研究目的在于运用这些规律合理地选择焊接材料，控制焊缝金属的成分和性能使之符合使用要求，设计创造新的焊接材料。
2、调控焊缝化学成分有哪两种手段？它们怎样影响焊缝化学成分？答：调控焊缝化学成分的两种手段：1）、对熔化金属进行冶金处理；2）、改变熔合比。
怎样影响焊缝化学成分：1）、对熔化金属进行冶金处理，也就是说，通过调整焊接材料的成分和性能，控制冶金反应的发展，来获得预期要求的焊接成分；2）、在焊缝金属中局部熔化的母材所占比例称为熔合比，改变熔合比可以改变焊缝金属的化学成分。
3、焊接区内气体的主要来源是什么？它们是怎样产生的？答：焊接区内气体的主要来源是焊接材料，同时还有热源周围的空气，焊丝表面上和母材坡口附近的铁皮、铁锈、油污、油漆和吸附水等，在焊接时也会析出气体。
产生：①、直接输送和侵入焊接区内的气体。
②、有机物的分解和燃烧。
③、碳酸盐和高价氧化物的分解。
④、材料的蒸发。
⑤、气体（包括简单气体和复杂气体）的分解。
4、氮对焊缝质量有哪些影响？控制焊缝含氮量的主要措施是什么？答：氮对焊接质量的影响：a在碳钢焊缝中氮是有害的杂质，是促使焊缝产生气孔的主要原因之一。
b氮是提高低碳钢和低合金钢焊缝金属强度、降低塑性和韧性的元素。
c氮是促进焊缝金属时效脆化的元素。
控制焊缝含氮量的主要措施：a、控制氮的主要措施是加强保护，防止空气与金属作用；b、在药皮中加入造气剂（如碳酸盐、有机物等），形成气渣联合保护，可使焊缝含氮量下降到0.02%以下；c、采用短弧焊（即减小电弧电压）、增大焊接电流、采用直流反接均可降低焊缝含氮量；d、增加焊丝或药皮中的含碳量，可降低焊缝中的含氮量。
5、综合分析各种因素对手工电弧焊时焊缝含氢量的影响？答：（1）焊接工艺参数对焊缝含氢量有一定的影响：手工电弧焊时，增大焊接电流使熔滴吸收的氢量增加；增大电弧电压使焊缝含氢量有某些减少。
固态相变和凝固的异同
固态相变和凝固的异同
固态相变和凝固都是物质的相变过程，但它们在许多方面存在着异同。
异同之处：
1.定义：固态相变是指物质在固态下由一种晶体结构转变为另
一种晶体结构或者由非晶态转变为晶态的过程。
而凝固是指物质由液态转变为固态的过程。
2.条件：固态相变发生在固态物质内部，在不同的温度、压力
或者化学环境下发生。
凝固则需要液态物质冷却到一定温度下。
3.过程：固态相变是一个晶体内部的结构重组过程，只有晶格
内原子的位置发生变化。
凝固是一个液滴或溶液中原子或分子聚集形成晶体的过程。
4.速率：固态相变往往较慢，需要较长时间才能完成。
凝固则
可以较快地发生。
5.形态：固态相变一般是物质整体的结构改变，不涉及形态变化。
凝固则是物质从液滴或溶液中形成固态结构。
6.热效应：固态相变通常伴随着比较明显的热效应，例如熔化热。
凝固也伴随着热效应，例如凝固热，但通常不如固态相变明显。
7.引起因素：固态相变的发生受到温度、压力和化学环境的影响。
凝固则主要受到温度的影响。
异同之处：
1.相变过程：无论是固态相变还是凝固，都是物质由一种状态变为另一种状态的过程。
2.宏观表现：无论是固态相变还是凝固，都会导致物质的外观和性质发生变化。
3.原子结构：无论是固态相变还是凝固，都涉及到原子的重新排列和重新组合。
熔池凝固和焊缝固态相变(焊接冶金学)
温度/℃→
1148
A
E
C
Ld Ld+Fe3CⅡ+A Ld+Fe3CІ
727
F
G
912
F+A
F
3
S
Fe3CⅡ+A
P
F+P P
K
Fe3CⅡ+P
Ld’
Ld’+Fe3CⅡ+P
2.11 4.3
Ld’+Fe3CІ
6.69
Q
0
0.77
wC/%→
图2.27 Fe-Fe3C状态图
材料科学与工程学院
铁碳合金状态图的建立
材料科学与工程学院
机械混合物
它是两种或两种以上的相按一定质量百分 数组成的物质
混合物的性能：取决于各组成相的性能， 以及它们分布、形态、数量、大小 铁碳合金中的机械混合物有珠光体和莱氏 体
材料科学与工程学院
珠光体（P）
珠光体是铁素体和渗碳体组成的共析体
珠光体的平均含碳量为0.77%，在727℃以 下温度范围内存在 性能：σb =750MPa HB=160～180 较高
铁碳合金的分类
工业纯铁：C%<0.0218 共析钢：C%=0.77 亚共析钢： 0.0218<C%<0.77 过共析钢： 0.77<C%<=2.11 共晶白口铁：C%=4.3 亚共晶白口铁： 2.11<C%<4.3 过共晶白口铁： 4.3<C%<6.69
1538
A
D
1148
温度/℃→
912
E P S
材料科学与工程学院
亚共析钢（Wc=0.6%)
室温组织：P+F
焊接原理PPT电子教案课件-第四章 熔池凝固及焊缝固态相变
一. 低碳钢焊缝的固态相变组织
1.低碳钢固态相变组织
a.相变前为奥氏体，相变产物
为铁素体和少量珠光体。
b.化学成分相同的焊缝金属，
冷速越大，珠光体越多， 组织越细小，硬度越高。
铁素体一般首先沿原奥氏体边界 析出，勾划出凝固组织的柱状轮廓， 其晶粒十分粗大，一部分铁素体还具 有魏氏组织的形态。 如图4-19
焊接速度快
焊接速度慢
二.熔池的结晶形态
熔池的结晶形态与散热条件及金属纯度有关。宏观 焊缝为柱状晶组织，柱状晶中存在微观结构——亚晶 （亚结构）。
1. 纯金属的结晶形态
结晶形态受过冷度的影响，而过冷度的大小只取决于;Tl-s >Ts
晶体生长呈平滑的界面(平面晶)
图4-5a ,b
调整ψ ＝0.3～7 降低 v
（3）层状偏析 （宏观偏析）
焊缝的横、纵断面经浸蚀后，可看到明显的层状不均匀条纹。此 乃结晶过程的周期性而引起化学成分分布不均匀所致，称为层状偏 析。图4-17示
形成原因：
a.热的周期性作用——结晶潜热和熔滴过渡的附加热，造成结晶的 间歇性停顿； b.杂质元素在液相中的溶解度大于其在固相中的溶解度，造成杂质 从相向液相的扩散。
（2） ∆Tx＝Tx－G>0(较小），包状结晶。如图4-7示
结晶方向 母材 焊缝 液
G 温 度 x Tx
距固液界面的距离
(a) ∆Tx＝Tx－G>0 较小 b)胞状结晶形态
图4-7
（3）∆Tx＝Tx－G>0(稍大），包状树枝结晶。
凝固界面上凸起的部分深入液体内部较长的距离，且出 现较小的二次分枝。 如图4-8,4-9所示
3. 焊缝结晶形态及亚晶
图4-13
第三章 熔池的凝固和焊缝的固态相变
§3-2 焊缝的固态相变
焊接熔池完全凝固后，随着连续冷却过程的进行，对于钢铁 材料来讲，焊缝金属将发生组织转变。 转变后的组织是根据化学成份和冷却条件而定。 焊缝金属相变的机理与一般钢铁固态相变的机理是一致的。 一、低碳钢焊缝的固态相变组织 组织：铁素体+ 1、组织：铁素体+珠光体 E 过大时会产生魏氏组织： 在 A 晶界呈网状析出， F 也可 在 A 晶粒内部沿一定的方向析出，具有长短不一的针状 和片条状，可直接插入 P 晶粒之中。 2、固态相变组织的影响因素 （1）化学成份的影响 （2）热处理及焊接层数 热处理及多层焊可获得细小的 F+少量 P 使柱状 , 组织遭到破坏 T>900℃短时间加热可使柱状组织消失—↑冲击 韧性，但 T>1100℃晶粒粗化。 而组织细化，硬度↑ （3）V 冷↑—P 量↑而组织细化，硬度↑ 总之，低碳钢焊缝的固态相变组织随匹配焊材的 化学成份和冷却条件不同得到组织不同，但由于 [C]wm<[C]BM 所以组织为 F+P. 二、低合金钢焊缝的固态相变组织 F+P+（B+M） （在高强钢焊缝中有） 1、F 的转变 （1）先共折 F（粒界 F） PF( PF Proeutectoid ferrite) GBF(Grain Boundary ferrite) 温度:770—680℃ 形成：由 A 晶界析出呈细条状或块状分布 （2）侧板条 F（Ferrite side plate）FSP plate） 温度：700-550℃ 形成：在 A 晶界析出，向晶内以板条状生长。 Ferrite） （3）针状 F（Aciaclar Ferrite）AF 温度:500℃附近。 形成： A 晶内形成， 在 以某些质点 （氧化物夹杂） 为核心放射性生成。 Ferrite） （4）细晶 F（Fxime grain Ferrite）FGF 温度：450℃
焊接熔池完全凝固后，随着连续冷却过程的进行，对于钢铁 材料来讲，焊缝金属将发生组织转变。 转变后的组织是根据化学成份和冷却条件而定。 焊缝金属相变的机理与一般钢铁固态相变的机理是一致的。 一、低碳钢焊缝的固态相变组织 组织：铁素体+ 1、组织：铁素体+珠光体 E 过大时会产生魏氏组织： 在 A 晶界呈网状析出， F 也可 在 A 晶粒内部沿一定的方向析出，具有长短不一的针状 和片条状，可直接插入 P 晶粒之中。 2、固态相变组织的影响因素 （1）化学成份的影响 （2）热处理及焊接层数 热处理及多层焊可获得细小的 F+少量 P 使柱状 , 组织遭到破坏 T>900℃短时间加热可使柱状组织消失—↑冲击 韧性，但 T>1100℃晶粒粗化。 而组织细化，硬度↑ （3）V 冷↑—P 量↑而组织细化，硬度↑ 总之，低碳钢焊缝的固态相变组织随匹配焊材的 化学成份和冷却条件不同得到组织不同，但由于 [C]wm<[C]BM 所以组织为 F+P. 二、低合金钢焊缝的固态相变组织 F+P+（B+M） （在高强钢焊缝中有） 1、F 的转变 （1）先共折 F（粒界 F） PF( PF Proeutectoid ferrite) GBF(Grain Boundary ferrite) 温度:770—680℃ 形成：由 A 晶界析出呈细条状或块状分布 （2）侧板条 F（Ferrite side plate）FSP plate） 温度：700-550℃ 形成：在 A 晶界析出，向晶内以板条状生长。 Ferrite） （3）针状 F（Aciaclar Ferrite）AF 温度:500℃附近。 形成： A 晶内形成， 在 以某些质点 （氧化物夹杂） 为核心放射性生成。 Ferrite） （4）细晶 F（Fxime grain Ferrite）FGF 温度：450℃
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很短距离就被抑制停止长大。当晶体最易长大方向 与散热最快方向相一致，最有利长大。
晶核的成长是一个原子厚度从液相中吸收原子 集团来进行的并连续不断地吸附在晶体表面的小台 阶处而迅速长大。
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 晶粒长大——择优长大
晶粒以弯曲的形状向焊缝中心成长:
§1.1 熔池凝固
4、熔池结晶的形态
金属结晶必须具有一定的过冷度：
(1) 温度过冷：实际温度造成的； (2) 成分过冷：存在成分起伏造成过冷。
(1) 成分过冷对结晶形态的影响
结晶的形态也受过冷度的影响，由于过冷成度 不同形成不同的结晶形态。 1) 平面结晶; 2)胞状结晶; 3) 胞状树枝结晶;
熔池的外形就是液态金属结晶温度的等温面， 为椭球状曲面，因晶粒成长垂直于等温面，
而随焊缝凝固过程的进 行，生长点熔池界面的 方向是改变的。
弯曲状成长晶粒
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
3、熔池金属结晶线速度 (1) 结晶线速度
熔池的结晶方向和结晶速度对焊接质量有很大
的影响，特别是对裂纹、夹杂、气孔等缺陷的形 成影响最大。
Part III HAZ的组织与性能
§1.2 焊缝固态相变
焊接熔池凝固后，随着连续冷却过程的进 行，钢铁材质的焊缝都将发生组织转变，转变 后的组织取决于焊缝的化学成分和冷却条件。 焊缝金属的固态相变与一般钢铁固态相变 机理相同： 1、低碳钢焊缝的固态相变 2、低合金钢焊缝的固态相变
大量的实践证明，熔池结晶过程中晶粒成长的
方向与晶粒主轴成长的线速度及焊接速度等有密 切关系。
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(1) 结晶线速度
任一晶粒主轴，在任
一A点的成长方向与X 轴之间的夹角为θ, 熔 晶粒成长线速度分析图 池结晶界面各点柱状 等温线上各点的角是变化的——晶粒成长的方 晶生长的平均速度为 : 向和线速度都是变化的。 焊缝边缘的生长速度vc最慢：在熔合区上晶粒开 vc＝v· cos 始成长的瞬时，成长的方向垂直于熔合区，即 移动热源后面的焊缝中心晶粒生长最快: = 0， =90 ， cos=0 ，晶粒成长的平均线速度为 0。 cos =1 ，晶粒成长速度与焊接速度相等。 等温线弯曲 曲线各点法线方向变化晶粒生长
上的温度梯度 G大、结晶速度R小，成分过冷很难 随着晶粒逐渐远离边界向焊缝中心生长，温度 形成，多以平面晶形态成长。 梯度 G逐渐变小，结晶速度逐渐加快，溶质的质量 焊缝中心：温度梯度 G最小、结晶速度最大、溶
分数增高，成分过冷区也逐渐增大，柱状晶内的亚 质的质量分数最高，成分过冷区大，最终可能生成 结构依次向胞状晶、胞状树枝晶、树枝晶发展。 等轴晶。
的有利方向随之变化特有的弯曲柱状晶的形态。
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 焊接工艺参数对结晶线速度的影响
v对速度的影响:
1 .0
v 1 .0
q 4200W
功率不变, v↑,
vc/(cm/s)
0 .8 0 .6 0 .4 0 .2
0.42W /(cm K)
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
2) 焊缝成分
（四）、焊接条件下的凝固形态
熔池中不同部位成分过冷是不同的将会出现不 同的结晶形态。如：纯 Al 99.99%焊缝熔合线附近 3) 焊缝速度 Al99.6%，焊缝 v为平面晶，中心为胞状晶。若纯 ↑：焊缝中心出现等轴晶。 4) 焊接电流 v出现胞状晶，中心为等轴晶。 ↓：熔合线附近出现胞状树枝晶。 I小：胞状晶, I较大：胞状树枝晶 I大：粗大树枝晶
Part III HAZ的组织与性能
§1 熔池凝固
焊接熔池凝固过程与一般液态金属凝固过程在 本质上相同：都是晶核生成和晶核长大的过程，但 焊接熔池的凝固有其自己的一些特征。
1、熔池凝固的条件
与一般铸造凝固相比，存在较大的差别： (1) 熔池金属体积小，冷却速度快 (2) 熔池中的液态金属处于过热状态 (3) 熔池在运动状态下结晶
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(1) 形核
联生结晶的示意图
不锈钢自动焊时的联生结晶
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 晶粒长大——择优长大
原子由液相不断地向固相转移，晶核的成长是 通过二维成核方式长大，但并不是齐步前进，长大 趋势不同，有的一直向焊缝中部发展；有的只长大
平面状向前缓慢推移；多见于高纯度焊缝金属。 过冷度很小。 产生条件：过冷度稍大，界面上凸起部分可以 特征：界面不稳定，结晶界面长出许多平行束 伸入液体内部较长的距离。 或状芽胞伸入过冷液体内，断面呈六角形，如细胞 特征：凸起部分向周围排溶质造成横向成分过 蜂窝状。 冷主干四周伸出短小二次横枝，纵向树枝晶断面 呈胞状。
§1.1 熔池凝固
(3) 晶粒长大的能量
晶粒长大需要能量： (1) 因体积长大而是体系自由能下降； (2) 因长大而产生的新固相表面使体系自由能 的升高。
晶粒长大时所增加的表面能比形核时要小，因
此长大比形核所需要的过冷度要小。
焊缝金属：开始凝固时并不需要形核，而是在
母材基体上联生长大。
Part III HAZ的组织与性能
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
2、熔池结晶的特征
过冷度是液态金属凝固的必要条件，在一定范围内 过冷度越大，固液两相的自由能相差越大，越有利 于液态金属的凝固结晶——焊接具有大的过冷度。
(1) 形核
熔池金属过热度大不能自发形核，以非自发形
核为主: a. 固相质点（较少）
b. 半熔化状态母材界面上的联生结晶(主要)
材料成型基础
Part III
HAZ的组织和性能
Part III HAZ的组织与性能
焊接热影响区组织和性能
1、焊接热循环 2、焊缝金属组织转变 3、 HAZ组织与性能 4、熔池凝固与固态相变
Part III HAZ的组织与性能
焊接熔池凝固与固态相变
1、熔池凝固 2、焊缝固态相变 3、焊缝性能的控制
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(1) 成分过冷对结晶形态的影响 4)、树枝结晶
产生条件：过冷度进一步增大。 5)、等轴结晶 特征：很长的主干，主干向四周伸出二次横枝， 产生条件：G很小，液相中存在很宽的成分过冷
并能得到很好的生长。 区。
特征：结晶前沿形成树枝状结晶，同时液相内
高速焊时，在热源运动方向温度梯度很小，在
焊缝轴线的垂直方向上有很大的温度梯度最大散 热方向将始终垂直于焊缝轴线焊缝柱状晶只能垂 直焊缝轴线向焊缝中心定向生长，形成典型的对向 生长结晶状态，称为“定向晶”。
(a) v=25cm/min； (b) v=150cm/min 工业纯铝TIG焊缝晶粒长大趋向 Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
b. SAW
埋弧焊接Q235A钢时，冷却速度快，晶体成长速度 也快，焊缝金属凝固组织为细长柱状晶。柱状晶内 的亚结构为细长的胞状树枝晶。
(a)柱状晶 (b)胞状树枝晶 埋弧焊焊接时的凝固组织 Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
c. RSW
电阻点焊GH140铁基高温合金时，焊核从熔合线外 延生长成柱状晶。由于溶质的偏聚在焊缝中心出现 等轴晶。柱状晶内的亚结构为胞状树枝晶。
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
1) 焊接工艺方法
a. SMAW
焊接Q235钢、14MnMoNbB钢时，溶质的质量分
数较高，冷却速度较快，焊缝金属凝固组织为柱状 晶，其亚结构为由熔合线向焊缝中心依次生长细长 胞状树枝晶和粗胞状树枝晶。
(a)柱状晶
(b)胞状树枝晶 焊条电弧焊接时的凝固组织 Part III HAZ的组织与性能
溶质浓度(%)
0
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
焊缝中结晶 (2) 影响焊缝结晶形态的因素 1-平面晶; 3-树枝状晶; 4-等轴晶 成分过冷的分布是不同的 焊缝各部位的结晶形 2-胞状晶; 熔池中不同部位，其温度梯度和结晶速度不同 形态的变化
态也不同。
焊缝的边界：即焊接熔池开始结晶处，熔合线
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(1) 熔池金属体积小，冷却速度快
a. 体积小：体积最大不超过 30cm3，质量不超过100g； (2) 熔池中的液态金属处于过热状态 b. 冷却速度快：其周围被冷态金属所包围，且母材相对 a. 温度高：钢的弧焊，熔池的均温可达 177010C，而 (3) 熔池在运动状态下结晶 质量很大，熔池界面的导热条件很好，其平均冷却速度 熔滴约为 2300200C，一般铸钢锭温度不超过1550C。 a. 熔池各部分在液态停留的时间非常短，且熔化与凝固 可达 4~100℃/s，远高于一般铸件的冷却速度。 b. 温度分布不均匀、温度梯度大：焊接熔池中心部位温 同时进行。 c. 度高，熔池边缘的温度低，中心和边缘存在较大的温度 b. 影响：由于冷却速度快，温度梯度大，导致焊缝中柱 熔池中的液态金属在各种力的作用下，熔池存在激烈 3～104倍。 状晶得到充分发展。 梯度，熔池边界的温度梯度比铸造时高 10 的搅拌和对流运动。 c. c. 影响：合金元素烧损严重，熔池中自发形核的质点减 影响：有利于促进熔池中气体和杂质的浮出，也有利 少，利于柱状晶发展。 于获得致密与纯净的焊缝。
§1.1 熔池凝固
(2) 焊接工艺参数对结晶线速度的影响
v对生长方向的影响： v↑, θ↑, 晶粒生长主轴越垂直于焊缝中心线; v↓, 晶粒主轴成长方向约弯曲。