第二章 焊接熔池凝固

a)开始凝固 c)凝固完毕
b)温度T*时的凝固
d)相图
9
（三）固相无扩散而液相只有有限 扩散的溶质再分配
在S/L界面前沿形成溶 质富集边界层。
边界层以外的液相不
受已结晶固体的影响， 而保持原始成分C0。
DL/R
溶质再分配受结晶速
度R，扩散系数DL和K0 的影响。
a)稳定阶段 b)凝固的三个阶段 c)凝固过程固、液相成分d)相图10
胞状晶，轻微咬 边
胞状晶，咬边
严重咬边 严重咬边
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§2-4-5 焊接参数对结晶形态和晶 粒大小的影响
胞状晶
胞状树枝 晶
粗胞树枝晶
HY80钢焊接电流的影响(焊接速度相同）
a)150A b)300A c)450A
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§2-4-6 熔池结晶组织的细化
晶粒细化的优点
减少结晶裂纹的敏感性 提高焊缝金属的力学性能
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熔池电磁搅拌
在平行于电极方向加一交流 磁场，搅拌熔池，降低熔池 温度，有助于异质形核。
柱状晶
(a) 未搅拌
细小的等轴晶
(b) 搅拌
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脉冲电弧
在脉冲电流的基值 阶段，热输入突然 减小，液态金属过 冷。 促使表面形核或异 质形核细化晶粒。
6061铝合金脉冲焊时的等轴晶 (9×).
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Arc oscillation（电弧摆动）
R
DL K0
式中,DL 溶质在液相的扩散系数
mL 液相线的斜率绝对值 K0 -溶质在固液相中的分1配3 系数
§2-3-2 成分过冷对结晶形态的影 响
(a)平面晶 (b)胞状晶
G mLC0 (1 K0 )
R
K 0 DL
(c)柱状树枝晶 (d)等轴晶
G mLC0 (1 K0 )
R
K0 DL
“成分过冷”在远离界面处大
晶粒细化的途径
加入孕育剂：加入V、Ti、Nb、Zr等元素作为非自发形 核质点。
振动结晶：机械振动、超声振动、电磁搅拌。 焊接工艺：小线能量、多层焊和锤击焊道表面等。
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加孕育剂细化晶粒
孕育剂对2090 Al–Li–Cu 合金GTAW焊缝晶粒的影响 (a) 2319 Al–Cu 焊材 (b) 2319 Al–Cu 焊材（含 0.38% Ti）
第二章 熔池凝固和 焊缝固态相变
焊接熔池凝固（结晶）特点及偏析 焊缝固态相变组织及影响因素 焊缝性能的控制(韧化途径)
§2-1 金属凝固热力学与动力学
凝固的热力学条件：由液
相向固相转变时，自由能 降低。
根据热力学原理，可以计 算出液-固体积自由能之差：
Gv
Gs
GL
H m T Tm
Hm为熔化潜热, T Tm -T 称为过冷度.
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
(a) Transverse arc oscillation
(b) Circular arc oscillation
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电弧摆动和脉冲对组织的影响
(a) 无电弧脉冲和摆动 (b) 加电弧脉冲 (c ) 加电弧摆动
(d) 既加电弧脉冲又加摆动
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§2-5 焊缝中的化学不均匀性
➢ 影响成分过冷度主要因素
有：
➢ 工艺因素：R、G ➢ 合金性质C0、mL、K0、DL
➢ C0、R、G三个主要因素的 影响见右图。
G/ R
C0、R、G对晶体形貌的 综合影响示意图
16
§2-3-4 枝晶间距
枝晶间距是指相邻同次枝晶间的垂直距离。
一次枝晶（柱状晶主干）间距
二次枝晶间距
枝晶间距越小，组织越细。
系统总自由能变化△G由 两部分组成，即体积自由 能（由△Gv引起）和阻碍 相变的表面自由能。
r*为临界晶核半径. 只有r＞ r*的晶核才 可成为稳定晶核.
液相中形成球形晶胚时自由 能变化
4
§2-1-1 晶核形成—自发形核
也称为均质形核，是指形核前液相金属或合金中 无外来固相质点，而从液相自身发生形核的过程。
于异质形核所需过冷度，则
在内部熔体中产生新的晶
核—“内生生长”
14
胞状晶横截面
Mn-Zn合 金的等轴 树枝晶
等轴晶
Ni基超合金树枝晶三维图
6061 Al GTAW焊接，异质形核（含0.043%
钛）
15
§2-3-3 影响成分过冷的因素
➢ 由“成分过冷”判据公式：
G mLC0 (1 K0 )
R
DL K0
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采用4047焊材焊接1100 Al 的结晶组织图 平面晶→胞状晶→树枝晶
6061铝合金GTAW焊缝横截面 (a) 中心线附近的细晶粒;
(b) 熔合线附近的粗晶粒，115×
30
§2-4-5 焊接参数对结晶形态和晶 粒大小的影响
焊接电流一定时，焊接速度增加，冷却速度越快 （G×R增大） ，晶粒越细；
沿熔合线新形 核的晶粒
熔合线
409型铁素体不锈钢（bcc)采用 Monel(70Ni-30Cu)焊材(fcc)，得到fcc焊缝
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§2-4-2 择优长大
温度梯度最大的方向，散 热最快。
每一种晶体结构都存在一 个最优结晶取向（树枝晶 或胞状晶最易生长的方 向）；
对于fcc和bcc点阵的金属 （Fe, Ni, Cu, Al），最优结 晶取向为<100>。
二次枝晶间距d2为：
1
d2
A
Ts RG
3
式中, Ts为非平衡凝固的温度区间,G R相当于冷却速度( C / s) A为比例常数,与合金性质(K0,CL , DL等)有关
冷却速度越快（即温度梯度G和结晶速度R越 大），树枝晶越细。
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温度梯度G 和结 晶速度R 决定结 晶组织；
G/R决定结晶组 织的形态；
V，经过dt时间后，焊接熔池移
动dx，A点便移至B点，A点晶
粒长大至C点。
当dx很小时，
ds=dx cos
晶粒成长线速度分析图
ds/dt =dx/dt × cos 即 R= v cos
结晶形态：弯曲柱状晶
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§2-4-3 结晶线速度
R= v·cos
式中，R—晶粒成长的平均线速度 v —焊接速度 —焊接方向与熔池边界法线方向的夹角
自发形核所需的形核功为:
G*
16
3 LS
3
Tm H m T
2
形核功为均质形核所必须克服的能量障碍。
5Leabharlann Baidu
§2-1-1 晶核形成—非自发形核
也称为非均质形核， 即依靠外来质点或型 壁界面提供的衬底进 行生核过程。
θ为接 触角。
非均质形核功为：
G*
16
3 LS
Tm
2
3HmT 2
2
3cos
动力学过冷
热过冷
△T
纯金属的结晶形态 11
§2-3-1 成分过冷
(Constitutional Supercooling)
凝固过程的溶质再分配引 起固-液界面前沿的溶质富 集（b图)，导致界面前沿 熔体液相线温度发生改变 的改变(c图)。
当界面前沿液相的实际温 度梯度小于界面处液相线 的斜率时，则出现过冷 （如图中“G2实际”）。
过冷度为金属凝固的驱动
力。过冷度越大，相变驱
动力Gv 越大。
液态与固态自由能—温 度的关系
2
§2-1金属凝固热力学与动力学
凝固过程包括两个阶段：
1、晶核形成 均质形核（自发形核） 非均质形核（非自发形核）
2、晶核长大
形核的热力学阻力是固体-液体的界面能，即晶核 的表面能。
3
§2-1-1 晶核形成
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§2-4-4 焊接熔池凝固组织形态的 多样性
V
Centerline(CL)
Fusion line(FL)
GCL<GFL且RCL>RFL
GCL <GFL且RCL RFL (G R)CL (G R)FL
中心的晶粒细， 熔合线附近的晶 粒粗。
实际焊缝中，由于化学成分、板厚和接头形式不同，不一定具有上 述全部结晶形态。
合金在凝固过程中发生的化学成分不均匀的现象 称为偏析。
偏析主要是由于合金在凝固过程中溶质再分配和 扩散不充分引起的。
熔池在运动状态下结晶 结晶前沿随热源同步运动 液态金属受到力的搅拌运动 熔池金属存在对流运动
熔池金属的凝固（结晶） 右-结晶开始 左-结晶结束19
§2-4-2 联生结晶
焊接条件下，非自发 形核的现成表面有：
液态金属中未熔化的悬 浮质点；
熔合区附近未完全熔化 的母材晶粒表面－联生 结晶（epitaxial growth) (主要）；
G×R决定结晶 组织的大小；
大 G×R 小
温度梯度G和结晶速度R对结晶组织形态和大小的影响
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§2-4 焊接熔池结晶（P116）
§2-4-1 焊接熔池特点
熔池的体积小，冷却速度快 平均100 ℃ /s，约为铸造的104倍。
熔池中的液态金属处于过热状态 熔池边界的温度梯度比铸造时高103 ～104倍。
由溶质成分富集引起的过 冷称为“成分过冷”。
TL
K0<1
TS
液相浓度分布
C0
液相线温度
成分过冷形成的条件（液相
有限扩散）
12
=TL-TS
界面处液相 线的斜率
成分过冷条 件：实际温 度梯度小于 液相线斜率
0
G T
成分过冷的判据：R DL
而
T=TL TS
mLC0 (1 K0 ) K0
故 G mLC0 (1 K0 )
联生结晶示意图
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§2-4-2 联生结晶（外延结晶）
依附于母材晶粒现成表面而形成共同晶粒的凝固 方式
Fusion boundary
(a) C103合金电子束焊 熔合线附近 (400×).
(b)采用4043 焊丝 (Al–5Si)焊接铸态 Al–4.5Cu合金焊缝熔合线附近.
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非联生结晶
当焊缝与母材晶 体结构不同时， 新的晶粒以半熔 化区的异质点形 核。
cos 值取决于焊接参数和被焊金属的热物理性质。
在熔池边界（熔合线上） ∵ ＝90°，∴ R=0
在焊缝中心（Y＝0） ∵ ＝0 °，∴ R＝v.
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焊接速度对晶粒生长形态的影响
焊接速度大， ↑，柱 状晶趋向垂直于焊缝 中心线。
焊速太快，最后结晶 的低熔点夹杂物被推 到焊缝中心，导致纵 向裂纹。
平衡凝固只是一种理 想状态。
平衡凝固条件下溶质再分配
a) 开始凝固 b)温度T*时的凝固 c)凝
固完毕 d)相图
8
（二）固相无扩散而液相充分混合 均匀的溶质再分配
固相先后凝固各部分 成分不同。
固相平均成分比平衡 时低，当温度达到平 衡的固相线时，仍保 留一定的液相，在共 晶温度下将凝固形成 共晶组织。
§2-3 结晶形态与成分过冷
纯金属的结晶形态 (右图所 示)
合金的结晶形态
平面结晶 planar 胞状晶 cellular 胞状树枝晶 cellular dendritic 柱状树枝晶 columnar dendritic 等轴晶 equi-axed dendritic
合金的结晶形态除了受“热 过冷”影响外，还受“成分 过冷”的影响，且后者往往 更重要。
➢ 所以焊接速度不宜过 快，尤其是焊接热裂 纹敏感性大的奥氏体 钢和铝合金。
(a)焊接速度大
(b)焊接速度小
26
大焊速时焊缝的纵向裂纹
纯铝的GTAW焊接
(a) 1000mm/min
(b) 250 mm/min
27
问题
关于焊接熔池凝固：
自发形核起主要作用 以联生结晶为主 晶粒的长大具有选择性 结晶速度R与焊接速度的关系是：R＝V·cosθ 为防止凝固结晶裂纹，焊接速度不能太高
4
cos3
非均质形核示意图
•当液相与基体完全润湿时（θ=0），则 △G*=0，意 味着结晶相无需通过生核直接在基底上生长。
•焊接熔池熔合线上现存的基体晶粒，使θ=0。
6
§2-2 凝固过程中的溶质再分配
成分均匀的液体凝固时， 固体的成分很少是均匀的， 溶质原子会再分配。这取 决于
热力学条件：相图
开始结晶的 固相成分
结晶终了的 固相成分
动力学条件：扩散、过冷、 流动等
平衡分配系数K0：
K0
Cs* CL*
平衡分配系数的物理意义
Cs* , CL*分别为固液界面固相和液相合金成分的浓度（二元相图的一部分）
若液相线和固相线为直线，则K0为常数。 7
（一）平衡凝固条件下的溶质再 分配
平衡凝固：是指液、 固相溶质成分完全达 到平衡状态图对应温 度的平衡成分。即固、 液相中成分能够及时 充分扩散均匀。S/L界 面溶质符合相应的平 衡分配系数。
焊接速度一定时，随焊接电流增加，G减小 （G/R减小），结晶形态从胞状晶向树枝晶转变。
焊接速度㎜/S 150A
300A
450A
0.85 1.69 3.39
胞状晶 胞状晶 细胞状晶
6.77
很细胞状晶
Source:From Savage et al.
胞状树枝晶
粗大胞状树枝晶
细胞状树枝晶 粗大胞状树枝晶
在凝固过程中，最优结晶 取向与与散热最快的方向 一致时，晶粒生长最快而 优先长大——择优长大；
焊缝中柱状晶体的选择长大 Competitive Growth
23
§2-4-3 结晶线速度
设液相等温线上任一点A的晶
粒主轴，沿等温线法线方向（S
－S）生长，此方向与X轴的夹
角为。
等温线
设结晶速度为R，焊接速度为