三、熔池凝固与相变(2010)

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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）。
四、 熔池结晶形态 焊缝金属的结晶形态与金属纯度 和散热条件有关。 1 纯金属的结晶形态 纯金属结晶是在一个恒定温度下 进行，冷却速度越大，过冷度越大。
纯金属的结晶形态 有两种温度梯度：
（1）正温度梯度：因dT/dx > 0，晶体不易过快地伸入到液态 金属内部，固相前沿呈平滑状态。 （2）负温度梯度：因dT/dx < 0，晶体易于快速伸入到液相中 生长，形成树枝晶。
成分过冷对结晶形态的影响（4） （4）树枝状结晶：G与T相交面积很大，晶体内除一个长的主 干外，还向四周伸出二次横枝，形成树枝状结晶 （图3－24 ，25） 。
成分过冷对结晶形态的影响（5）
（5）等轴结晶：如果G很小，液相内部晶粒可自由长大，形成 等轴晶（图3－26，27）。
成分过冷对结晶形态的影响（6）
（1） 自发形核
1) 若是球形晶核，半径为r
3 4 G VGv Gs r Gv 4r 2 3 dG 0 则 dr 2 * r Gv
令
临界形核功
16 3 1 G Ar* 2 3( Gv) 3
*
式中：Ar*－临界晶核面积
思考题： 试推导临界形核功与过冷度的关系。
总的来讲，结晶的形态主要取决于合 金中溶质浓度Co、结晶速度R和液相中的 温度梯度G（图3－28）：
（ 1 ）当 R 、 G 不变时，随 Co 提高结晶形 态从平面→胞状→树枝→等轴。
（ 2 ）当 Co一定时， R越快，结晶形态从 平面→胞状→树枝→等轴。 （3）当Co一定时， G 越大，结晶从等轴 →树枝→胞状→平面。
非自发形核（5） 所以
* G 1) 当θ= 0°时， 非 0 ，说明夹杂物本身即成为晶核。 * * G G 2）当θ= 180°时， 非 自 ，即基底不起作用，只能靠自发 形核。
非自发形核（6） 3）当0°<θ< 180°时,
* G非
G
* 自
0 ~,说明液相中有现成的表面 1
焊 接 方 向 →
三、 熔池结晶线速度（1） 熔池的散热方向垂直于结晶等温面，所以晶粒的生长方向也 垂直于结晶等温面（图3－8）。 设在A点晶粒成长方向与x轴的夹角为θ ，在dt时间内晶粒沿 x轴移动dx距离，则 ds = dx cosθ
两边同除以dt
即 vc = v cosθ
ds dx cos dt dt
3 熔池在运动状态下结晶：热源移动，并在电弧吹力、电磁力、 气体外逸等力的作用下，对液态金属起搅拌作用（图3－2）。
二、熔池的一般结晶 焊接熔池中的液态金属也是遵循 生核和晶核长大的过程形成焊缝。 1 熔池中的晶核形成 热力学条件：过冷度造成的自由能 降低△G < 0；
动力学条件：自由能△G的大小。
成分过冷对结晶形态的影响（2） （2）胞状结晶：G与T有少量的相交，此时出现胞状结晶 （图3－20,21）。
成分过冷对结晶形态的影响（3）
（ 3 ）胞状树枝晶： G 再小，界面上凸起部分能够伸入液体内 部较长的距离，凸起的部分在横向也存在成分过冷，生成二次 横枝，形成胞状树枝晶（图3－22，23）。
低碳钢焊缝的固态相变组织（2）
多层焊或焊后热处理可消除魏氏组织和柱状晶，但若在 500～600℃停留时间过长，可造成高温回火脆性（图3－43）。
低碳钢焊缝的固态相变组织（3） 低碳钢冷速越大，焊缝中的P体越多（伪共析组织），组织 越细化，硬度提高。
表 3-3 低碳钢焊缝冷速对组织和硬度的 影响 冷却速度 焊缝组织(％) 焊缝硬度 (℃／s) 铁素体 珠光体 HV 1 82 18 165 5 79 21 167 10 65 35 185 35 61 39 195 50 40 60 205 110 28 62 228
存在时会降低临界形核所需的能量。 θ角取决于异质与晶格的晶格类型、晶格常数等，θ角就越 小，非自发晶核的能量也越小。
非自发形核（7） 在焊接条件下，熔池中有两种现成的表面： （1）合金元素或杂质：量很少，有时人为地加入一些细化晶 粒的元素，如Mo、V、Ti、Nb等易生成碳化物的元素。 （2）和液态金属相接触的母材金属：液固界面上固相作为非 自发形核的基体，液相金属依附在这个固体表面外延生长（交 互结晶、联生结晶）（图3－4, 5）。
*
铁素体F转变（2）
（ 2 ） 若 A 体在 700 ～ 550℃开始 转变，则生成侧板条铁素体 （FSP：ferrite side plate），呈镐 牙状进入 A 体晶粒内部 （图 3 － 45） 。 （3）若A体在500℃附近开始转变， 则生成针状铁素体（AF：acicular ferrite），此时F体以针状在A体晶 粒内部分布（图3－46）。 FSP和AF组织都是属于类魏氏组织。
第三章
熔池的凝固和焊缝固态相变
焊接时，先是液态金属发生短暂而复杂的冶金反应，而后液 态金属凝固形成焊缝（图3－1）。金属凝固过程对焊缝金属的组织、 性能有重要影响，不同的焊接条件产生不同的焊缝组织。
第一节
熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点 1 熔池体积小，冷却速度大：易产生淬硬组织、不利于熔渣和 气孔上浮、焊缝易形成柱状晶（图3－1）。 2 液态金属处于过热状态：熔滴 2300℃，熔池平均 1770℃（前 高后低），过热造成合金元素烧损氧化严重。
二、 低合金钢焊缝固态相变组织
根据焊缝化学成分和冷却条件不同，可能有F体、P体、B 体和M体四种A体固态转变组织。 1 F体转变（碳当量较低，冷速低时） 当A体冷至A3线时，在A体晶界 上，F体开始生核、长大。
铁素体F转变（1）
（1） 若A体在较高温度下开始转变（770～680℃），则生成 先共析铁素体（PF: proeuctoid ferrite），也称为晶界铁素体 （GBF: grain bound ferrite）。PF呈细条状或块状分布在A体晶 界（图3－44）。
(2) 非自发形核（1） 在焊接熔池结晶中，非自发晶核起 着主要的作用，降低了形成临界晶核所 需的能量，使结晶易于进行。 设非自发形核为球形，半径为r
G VGv Gs
（1）
非自发形核（2）
根据立体几何
3 2 3 cos cos V r 3 ( ) 3
（2）
Gs AaL aL AaB aB ALB LB （3）
式中：vc －晶粒生长平均线速度；v－焊接速度。
熔池结晶线速度（2） 由此式可见: 晶粒生长的平均线速度是变化的，结晶初期速度 最小，在焊缝中心结晶速度最大； 焊接速度越快，晶粒生长的平均速度越快，此时晶粒主轴垂直 于焊缝中心线（图3－10,11），容易造成焊缝中心裂纹（图3－12）。
熔池结晶线速度（3） 晶粒生长的线速度围绕着平均速度做 波浪式变化，振幅越来越小，最后趋近 平均速度（图3－14）。
细化晶粒可减小显微偏析的程度。
表 3-1 不同结晶形态的偏析 位 置 Mn(％) 树枝晶界 0.59 胞状晶界 0.57 胞状晶中心 0.47
焊缝中的成分不均匀性（1） （2）区域偏析（中心线偏析）：由于焊缝金属结晶是从熔合线 向焊缝中心推进，把溶质或杂质赶向焊缝中心，使焊缝中心溶 质和杂质浓度偏高（图3－35）。
LB aB aL cos
ALB AaB r 2 (1 cos2 )
（4）
（5）
（6）
AaL 2r 2 (1 cos )
（4）－（6）代入（3）
非自发形核（3）
GS r 2 aL (2 3) 1 3 G ( r Gv r 2 aL )( 2 3 cos 3 ) （8） 3 令
L S
TL—液相线；TS—固相线；Δ T/Δ Y—温度梯度
低碳钢A＝0.1～0.5mm；不锈钢A＝0.06～0.12mm。
熔合区的化学成分不均匀性（2）
（3）熔合区的成分分布 存在严重化学不均匀性，原因 是各元素在熔合区的扩散系数、分 配系数不同造成的，尤其是 S 、 P 、 C、B、O、N等（图3－40）。
dG 0 dr
则
r非
*
2 aL Gv
（9）
非自发形核（4） （9）代入（8）
3 4 * G非 aL (2 3 cos cos3 ) 3 Gv
3 16 * G自 3 Gv2
3 2 3 cos cos * * G非 G自 ( ) 4 * G非 2 3 cos cos3 或 * G自 4
熔合区的化学成分不均匀性（3）
因此，熔合区是焊接接头性能最薄弱区域的原因是： （1）母材成分与焊缝成分不同造成成分突变；
（2）母材组织与焊缝组织在熔合区发生突变；
（3）因焊接高温造成过热，但又无法利用后续的焊接热循环 或焊接冶金进行改善。
第二节
焊缝的固态相变
焊缝的化学成分和冷却条件决定了焊缝的最终组织。 一、低碳钢焊缝的固态相变组织
2 固溶体合金的结晶形态
由于固溶体凝固是在一定的温度区间内进行，所以结晶温 度与成分有关，而且先后结晶的固液相的成分也不同，结果 造成固液界面浓度起伏。（温度过冷和成分过冷）
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成分过冷对结晶形态的影响（1）
根据不同的温度梯度G和因成分过冷造成的实际结晶温度 T，结晶形态有：
（1）平面结晶：G很大，不与T相交，所以没有成分过冷现象， 晶体呈平面状向前推进（图3－18）。
2 熔池中的晶核长大（1） 受传热、温度、异质结晶等因素 影响，熔池内总是在靠近熔合线处的 母材上联生长大。晶体长大的方向与 散热的方向相一致，但晶体生长方向 还和晶面族有关（图 3－6*）。 由于熔池的等温面是一个曲面，熔 池的散热方向垂直于等温面，所以晶 体生长方向也垂直于等温面。
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熔池中的晶核长大（2） 由于焊缝凝固是在热源移动情况下 进行的，随着熔池向前推进，最大的温 度梯度方向也改变，因此柱状晶垂直于 熔池边缘弯曲地长大（图3－7） 。 由于受结晶前沿成分、电弧摆动、热 传导等周期变化，焊接熔池中晶粒的成 长速度车呈波浪式变化，形成焊缝波纹。