第二章 焊接熔池凝固
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电弧焊熔化现象
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2．表面张力流及微量元素的影响 表面张力与熔滴过渡、熔池形成及其内部的流动都有紧
密的联系。因此。凡是影响表面张力的因素，都会对表面张 力流产生影响，进而影响熔池形状。
影响表面张力的主 要因素：
合金系； 温度； 微量表面活性元素；
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对影响熔池形状的元素进行探讨，试验研究结果显示：对于 TIG 焊，当 母材中含有 O、S 等第VI族元素及卤族元素时可以增大熔深；Se、Te 的存在 也有同样作用，而 Ce 的存在作用相反；
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母材熔化形态变化的原因是源于电弧力或等离子气流对 熔池的挖掘作用。
电弧力和等离子气流对熔他的压力都是起因于流经弧 柱的电流，把两者合并考虑，力的数值可以用下式表达：
式中， k是与电弧形状有关的比例常数，δ为电极端部电弧 的电流密度。设焊丝直径为d，则可以用下式近似表示：
综合上面两式可看出，熔池受到的挖掘力与电流的平方
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焊件倾角：上坡焊——相当于后倾焊； 下坡焊——相当于前倾焊；
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四、焊缝缺陷及形成原因
焊接缺陷有多种，包括内部缺陷和外部缺陷、微观组织缺陷和宏观缺等。 气孔、夹渣、裂纹缺陷除与焊接规范和工艺有关外，更主要的是受到焊缝 冶金因亲和焊接热循环的影响，其成因相对比较复杂。 以下仅探讨焊缝成形方面所出现的宏观缺陷，这些缺陷的成因主要是焊接 工艺参数不合理。
道形状的影响
1—余高 2—熔深 3—焊道宽度
○—焊丝直径Φ1.2mm,
焊接电流250A ；
●—焊丝直径Φ1.6mm,
焊接电流350A(保护气 体Ar95%+CO25%，气 流量25L/min) ；
坡口角度及间隙：增大，则余高及熔合比减小； 板厚：增大，则熔深及余高减小；
第二章 焊接熔池凝固
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。
§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。
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
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”）。
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
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。
§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。
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
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”）。
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
金属熔焊原理 第二章 焊缝的组织和性能
熔焊时，母材上由熔焊的焊条金属与局部熔化的母材所 组成的具有一定几何形状的的液体金属叫熔池。如焊接时不 填充金属，则熔池仅由局部熔化的母材组成。
一、熔池的形状和尺寸
熔池的形状类似于不标准的半椭球，其轮廓为温度等于母材熔 点的等温面。
熔池的宽度和深度沿X轴连续变化。电流增加熔池的最大宽度（Bmax）略增， 最大深度（Hmax）增大；随电弧电压的增加， Bmax增大， Hmax减小。
接触过渡
自由过
渣壁过
图2-4 熔滴的重力和熔滴的表面张力示意图 图 2-5 通有同方向电流的两根导 线的相互作用力 F1 -熔滴的重力 F2-熔滴的表面张力
图2-6 磁力线在熔滴上的压缩作用 p —电磁压缩力
图2-7 斑点压力阻碍熔滴过渡 的示意图
2-8焊条药皮形成的套筒示意图
焊接熔池的形成
第二章
焊缝的组织和性能
第一节 焊条、焊丝及母材的熔化
第二节 焊缝金属的一次结晶
第三节 焊缝金属的二次结晶 第四节 焊缝组织和性能的改善
第一节 焊条、焊丝及母材的熔化
焊条金属的加热
1) 电阻热：焊接电流通过焊芯时产生的电阻 热。 2) 电弧热：焊接电弧传给焊条端部的热量。 3) 化学反应热：药皮部分化学物质化学反应 时产生的热量。
3、液态金属与母材交界处，运动受限制， 化学成分不均匀。
焊缝金属的熔合比
熔合比：熔焊时，局部熔化的母材在焊 缝金属中所占的百分比。
A——熔化的母材 B——填充金属
图2-11 不同接头形式焊缝横截面积的熔透情况
图2-12 接头形式与焊道层数对熔合比的影响 I－表面堆焊 II－V形坡口对接 III－U形坡口对接 （奥氏体钢、焊条电弧焊）
比表面积（S）：熔滴表面积（A）与其质量（ρV） 之比，即S=A/ρV 。 设熔滴是半径为R的球体，则S=3/ρR。 熔滴越细其熔滴比表面积越大，凡是能使熔滴变细 的因素，都能加强冶金反应。
一、熔池的形状和尺寸
熔池的形状类似于不标准的半椭球，其轮廓为温度等于母材熔 点的等温面。
熔池的宽度和深度沿X轴连续变化。电流增加熔池的最大宽度（Bmax）略增， 最大深度（Hmax）增大；随电弧电压的增加， Bmax增大， Hmax减小。
接触过渡
自由过
渣壁过
图2-4 熔滴的重力和熔滴的表面张力示意图 图 2-5 通有同方向电流的两根导 线的相互作用力 F1 -熔滴的重力 F2-熔滴的表面张力
图2-6 磁力线在熔滴上的压缩作用 p —电磁压缩力
图2-7 斑点压力阻碍熔滴过渡 的示意图
2-8焊条药皮形成的套筒示意图
焊接熔池的形成
第二章
焊缝的组织和性能
第一节 焊条、焊丝及母材的熔化
第二节 焊缝金属的一次结晶
第三节 焊缝金属的二次结晶 第四节 焊缝组织和性能的改善
第一节 焊条、焊丝及母材的熔化
焊条金属的加热
1) 电阻热：焊接电流通过焊芯时产生的电阻 热。 2) 电弧热：焊接电弧传给焊条端部的热量。 3) 化学反应热：药皮部分化学物质化学反应 时产生的热量。
3、液态金属与母材交界处，运动受限制， 化学成分不均匀。
焊缝金属的熔合比
熔合比：熔焊时，局部熔化的母材在焊 缝金属中所占的百分比。
A——熔化的母材 B——填充金属
图2-11 不同接头形式焊缝横截面积的熔透情况
图2-12 接头形式与焊道层数对熔合比的影响 I－表面堆焊 II－V形坡口对接 III－U形坡口对接 （奥氏体钢、焊条电弧焊）
比表面积（S）：熔滴表面积（A）与其质量（ρV） 之比，即S=A/ρV 。 设熔滴是半径为R的球体，则S=3/ρR。 熔滴越细其熔滴比表面积越大，凡是能使熔滴变细 的因素，都能加强冶金反应。
焊接熔池凝固ppt课件
等温线
晶粒成长线速度分析图 结晶形态：弯曲柱状晶
10
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
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.
8
2.2 晶核长大
与焊接熔池边界垂直的方向， 温度梯度G最大，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>。
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
9
2.3 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。
设结晶速度为R，焊接速度 为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 ds/dt =dx/dt × cos 即 R= v cos
4
1.3 动态下凝固。
处于热源移动方向前端的母材不断熔化，连同过渡到 熔池中的焊丝熔滴一起在电弧吹力作用下，对流至熔池后 部。随热源的离去，熔池后部的液态金属立即开始凝固， 形成焊缝
1.4 对流强烈。
熔池中存在各种作用力，如电弧的机械力、气流吹力、 电磁力，以及液态金属中密度差别，使熔池中存在有强烈 的搅拌和对流，其方向一般趋于从熔池头部向尾部流动。
1
1.焊接熔池特征
焊接冶金原理04熔池凝固与焊缝组织2课件
➢ G.R表征了凝固过程的冷却速率，影 响微观组织的尺度；
➢ 一个G/R值对应着一个结晶形态，随 G/R减小，凝固结晶形态由平面晶顺 序向胞状晶、树枝晶和等轴晶转变；
➢ 一个G.R值对应着一个结构尺度，随 G.R增大，微观组织尺度减小（细 化）。
G和R对凝固显微结晶形ห้องสมุดไป่ตู้和尺度的影响
➢ 焊接线能量恒定条件下，随焊 接速度增大，熔池结晶速率R将 增大、熔池边界温度梯度尤其 是熔池中心线附近边界温度梯 度G趋于减小，G/R值减小，焊 缝中心更容易出现等轴晶；
a
b
焊接速度对纯铝钨极氩弧焊焊缝组织的 影响：(a) 250mm/min；(b) 1000mm/min
4.3.3 焊缝凝固组织的调控
在组织形态上，柱状晶对焊缝性能不利，而等轴晶组织有利于获得 良好的强韧性；在结构尺度上，焊缝的显微组织越细小，焊缝综合性能 越好。为了获得良好的焊缝性能，一般希望焊缝凝固组织为细小的等轴 晶组织。
的显微结构依次为：平面晶、胞状晶、树枝晶； ➢ 所有的显微结晶形态不一定全部存在，有时柱状晶可以一直生长到焊
缝中心，而无等轴晶； ➢ 柱状晶主轴方向是弯曲的。
焊缝组织与熔池凝固行为的关系
T2紫铜埋弧焊接头平面结晶形成 的柱状晶
AISI 304 与 Inconel 600激光焊焊 缝胞状晶
AISI 316L 奥氏体不锈钢埋弧焊 焊缝胞状树枝晶
(a)
(b)
(c)
Ti的添加量对Al-2.5%Mg合金钨极氩弧焊焊缝组织的影响， (a) 0.005% Ti, (b) 0.011%Ti, (c) 0.029%Ti
(a)
(b)
合金元素Zr对7020 Al–Zn–Mg合金钨极氩弧焊焊缝组织的影 响[29]：(a)未做变质处理;(b) 添加0.5% Zr变质处理
焊接熔池凝固范本.ppt
振动方式主要有机械振动、超声振动和电磁振动。
0.0
（3)优化焊接工艺参数 对于不锈钢这类不发生相变重结晶的钢焊接时，
在保持一定的电弧热功率的条件下，增大焊接速度v， 即降低了焊接的线能量，可以便晶粒变细。若线能 量不变，提高焊接速度v，也可以促使晶粒细化。因 为焊接速度的提高，可使熔池在高温下停留时间缩 短，熔池温度较低，焊缝冷却速度也提高了。对于 低合金高强钢这类发生相变重结晶的钢，应尽量采 用较小的线能量，减小熔池尺寸和过热度，同时加 强焊缝的冷却，便可避免出现粗大的柱状晶组织。 但冷却速度也不宜过高，过高会引起焊缝和热影响 区产生淬火组织，在冷却过程中导致裂纹的发生。
焊缝中柱状晶体的选择长大
0.0
2.3 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。
设结晶速度为R，焊接速度 为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 ds/dt =dx/dt × cos 即 R= v cos
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
0.0
17
3.焊缝中的化学不均匀性
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。
焊缝中的偏析主要有：
显微偏析 区域偏析 层状偏析 偏析会影响焊缝的性能。
R
DL K0
➢ 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。
0.0
G/ R
0.0
（3)优化焊接工艺参数 对于不锈钢这类不发生相变重结晶的钢焊接时，
在保持一定的电弧热功率的条件下，增大焊接速度v， 即降低了焊接的线能量，可以便晶粒变细。若线能 量不变，提高焊接速度v，也可以促使晶粒细化。因 为焊接速度的提高，可使熔池在高温下停留时间缩 短，熔池温度较低，焊缝冷却速度也提高了。对于 低合金高强钢这类发生相变重结晶的钢，应尽量采 用较小的线能量，减小熔池尺寸和过热度，同时加 强焊缝的冷却，便可避免出现粗大的柱状晶组织。 但冷却速度也不宜过高，过高会引起焊缝和热影响 区产生淬火组织，在冷却过程中导致裂纹的发生。
焊缝中柱状晶体的选择长大
0.0
2.3 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。
设结晶速度为R，焊接速度 为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 ds/dt =dx/dt × cos 即 R= v cos
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
0.0
17
3.焊缝中的化学不均匀性
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。
焊缝中的偏析主要有：
显微偏析 区域偏析 层状偏析 偏析会影响焊缝的性能。
R
DL K0
➢ 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。
0.0
G/ R
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。
焊接熔池凝固
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,
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； 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
17
3.焊缝中的化学不均匀性
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,
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,
动力学过冷
热过冷
△T
纯金属的结晶形态 13
2.5.1 成分过冷
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, 是出现过冷 如图中G2实际 ,
焊缝中柱状晶体的选择长大
2.3 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,
设结晶速度为R,焊接速度 为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 ds/dt =dx/dt × cos 即 R= v cos
当焊接速度增大时,焊缝中心往往容易出现大量 等轴晶；
当焊接速度较低时,主要为柱状树枝晶； 焊接电流小时,主要是胞状晶； 焊接电流较大时,则转为极大的树枝晶,
粗大的柱状晶会降低焊缝金属的强度和韧性,图262既为低碳钢碱性焊条焊接的焊缝中,晶粒粗细对冲击 韧度的影响,在稳定型奥氏体钢焊接时,粗大柱状晶还 是造成热裂纹
2.2 晶核长大
与焊接熔池边界垂直的方向, 温度梯度G最大,散热最快,
细,
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； 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
17
3.焊缝中的化学不均匀性
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,
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,
动力学过冷
热过冷
△T
纯金属的结晶形态 13
2.5.1 成分过冷
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, 是出现过冷 如图中G2实际 ,
焊缝中柱状晶体的选择长大
2.3 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,
设结晶速度为R,焊接速度 为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 ds/dt =dx/dt × cos 即 R= v cos
当焊接速度增大时,焊缝中心往往容易出现大量 等轴晶；
当焊接速度较低时,主要为柱状树枝晶； 焊接电流小时,主要是胞状晶； 焊接电流较大时,则转为极大的树枝晶,
粗大的柱状晶会降低焊缝金属的强度和韧性,图262既为低碳钢碱性焊条焊接的焊缝中,晶粒粗细对冲击 韧度的影响,在稳定型奥氏体钢焊接时,粗大柱状晶还 是造成热裂纹
2.2 晶核长大
与焊接熔池边界垂直的方向, 温度梯度G最大,散热最快,
熔池凝固PPT学习教案
熔池凝固
会计学
1
问 题：
研究熔池凝固过程的意义所在？
熔池金属的凝固
第1页/共75页
研究内容：
第一节 熔池凝固的特点 第二节 焊缝固态相变 第三节 焊缝中的气孔和夹渣 第四节 焊缝性能的控制
第2页/共75页
一 熔池凝固的条件和特点
1.
熔池的体积小
熔 池： 30cm3 100g 铸 钢锭： 几吨~几 十吨
a 温度过冷 b 成分过冷
第14页/共75页
四 熔池结晶的形态
（三）成分过冷对结晶形态的影响
①平面结晶：
第15页/共75页
四 熔池结晶的形态
（三） 成分过冷对结晶形态的影响
②胞状结晶：
第16页/共75页
四 熔池结晶的形态
（三） 成分过冷对结晶形态的影响
②胞状结晶：
第17页/共75页
四 熔池结晶的形态
不 锈 钢 自 动 焊时的 交互结 晶
第6页/共75页
二 熔池结晶的一般规律
2. 熔池中晶核的长大
① 晶粒生长有方向性，某一 方向的生长速度最大
②当最大的生长速度方向与 最大温度梯度方向一致时 ，可优先长成 –选择性
图 3-6 焊 缝 中 柱 状 晶体的 选择长 大
第7页/共75页
三 熔池结晶线速度
N2气孔
形状 在焊缝表面，成堆出现，蜂窝状。 产生原因： 保护不当，空气侵入造成。
第61页/共75页
一 焊缝中的气孔
（一） 气孔的类型及分布特征
2.CO气孔 特 征：
a 焊缝内部 b 条虫状 c 表面光滑 d 内壁有氧化色
第62页/共75页
一 焊缝中的气孔
（一） 气孔的类型及分布特征
会计学
1
问 题：
研究熔池凝固过程的意义所在？
熔池金属的凝固
第1页/共75页
研究内容：
第一节 熔池凝固的特点 第二节 焊缝固态相变 第三节 焊缝中的气孔和夹渣 第四节 焊缝性能的控制
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一 熔池凝固的条件和特点
1.
熔池的体积小
熔 池： 30cm3 100g 铸 钢锭： 几吨~几 十吨
a 温度过冷 b 成分过冷
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四 熔池结晶的形态
（三）成分过冷对结晶形态的影响
①平面结晶：
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四 熔池结晶的形态
（三） 成分过冷对结晶形态的影响
②胞状结晶：
第16页/共75页
四 熔池结晶的形态
（三） 成分过冷对结晶形态的影响
②胞状结晶：
第17页/共75页
四 熔池结晶的形态
不 锈 钢 自 动 焊时的 交互结 晶
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二 熔池结晶的一般规律
2. 熔池中晶核的长大
① 晶粒生长有方向性，某一 方向的生长速度最大
②当最大的生长速度方向与 最大温度梯度方向一致时 ，可优先长成 –选择性
图 3-6 焊 缝 中 柱 状 晶体的 选择长 大
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三 熔池结晶线速度
N2气孔
形状 在焊缝表面，成堆出现，蜂窝状。 产生原因： 保护不当，空气侵入造成。
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一 焊缝中的气孔
（一） 气孔的类型及分布特征
2.CO气孔 特 征：
a 焊缝内部 b 条虫状 c 表面光滑 d 内壁有氧化色
第62页/共75页
一 焊缝中的气孔
（一） 气孔的类型及分布特征
熔池凝固及控制
8
2. 柱状晶生长方向与速度的变化
典型的焊接熔池形状 像不标准的半椭球。 像不标准的半椭球。 熔池的形状和大小， 熔池的形状和大小， 受母材的热物理性质、 受母材的热物理性质、 尺寸和焊接方法以及 工艺参数等因素的影 响。焊接速度增大, L 焊接速度增大 增加, 减小. 增加 Bmax减小
9
在熔合区上晶粒开始成长的瞬时（ 晶粒生长线速度R 在熔合区上晶粒开始成长的瞬时（图中 H 和F点）, 晶粒生长线速度 点
大晶粒游离倾向，达到细化晶粒的目的。 大晶粒游离倾向，达到细化晶粒的目的。振动方式主要有机 械振动、超声振动和电磁搅拌。 械振动、超声振动和电磁搅拌。 3．焊接工艺 ． 采用恰当的焊接工艺措施， 采用恰当的焊接工艺措施，也可改善熔池凝固
结晶。主要方法是小线能量 多层焊和锤击焊道表面等 小线能量、 结晶。主要方法是小线能量、多层焊和锤击焊道表面等。
焊接熔池凝固及控制
一、熔池凝固条件
二、熔池结晶特征
三、熔池结晶组织的细化
1
一、熔池凝固条件
体积小、冷速快 体积小、 温差大、 温差大、过热度高 动态凝固过程 液态金属对流激烈
2
1. 熔池金属的体积小，冷却速度快 熔池金属的体积小，
在一般电弧焊条件下， 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 重量不超过100g; 周围被冷态金属所包围， 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 很大，通常可达 ～ ℃ ， 的冷却速度; 的冷却速度 由于冷却快，温度梯度大， 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、 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。 及铸铁材料焊接性差的主要原因之一。
2. 柱状晶生长方向与速度的变化
典型的焊接熔池形状 像不标准的半椭球。 像不标准的半椭球。 熔池的形状和大小， 熔池的形状和大小， 受母材的热物理性质、 受母材的热物理性质、 尺寸和焊接方法以及 工艺参数等因素的影 响。焊接速度增大, L 焊接速度增大 增加, 减小. 增加 Bmax减小
9
在熔合区上晶粒开始成长的瞬时（ 晶粒生长线速度R 在熔合区上晶粒开始成长的瞬时（图中 H 和F点）, 晶粒生长线速度 点
大晶粒游离倾向，达到细化晶粒的目的。 大晶粒游离倾向，达到细化晶粒的目的。振动方式主要有机 械振动、超声振动和电磁搅拌。 械振动、超声振动和电磁搅拌。 3．焊接工艺 ． 采用恰当的焊接工艺措施， 采用恰当的焊接工艺措施，也可改善熔池凝固
结晶。主要方法是小线能量 多层焊和锤击焊道表面等 小线能量、 结晶。主要方法是小线能量、多层焊和锤击焊道表面等。
焊接熔池凝固及控制
一、熔池凝固条件
二、熔池结晶特征
三、熔池结晶组织的细化
1
一、熔池凝固条件
体积小、冷速快 体积小、 温差大、 温差大、过热度高 动态凝固过程 液态金属对流激烈
2
1. 熔池金属的体积小，冷却速度快 熔池金属的体积小，
在一般电弧焊条件下， 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 重量不超过100g; 周围被冷态金属所包围， 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 很大，通常可达 ～ ℃ ， 的冷却速度; 的冷却速度 由于冷却快，温度梯度大， 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、 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。 及铸铁材料焊接性差的主要原因之一。
第二章 焊接熔池凝固
(b) 250 mm/min
19
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
20
§2-3 熔池结晶—结晶形态
动力学过冷
纯金属的结晶形态 (右图所示) 合金的结晶形态
细小的等轴晶 (a) 未搅拌 (b) 搅拌
35
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×).
36
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
Arc oscillation（电弧摆动）
H m为熔化潜热, T Tm -T 称为过冷度.
过冷度为金属凝固的驱动力。 过冷度越大，相变驱动力 越大。
Gv
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。
16
§2-3 熔池结晶—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
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.
17
焊接速度对晶粒生长形态的影响
熔焊原理-熔池凝固
交互结晶/联生结晶
3.1 熔池凝固
2．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，但并不是齐晶步粒前取进向，/位长向大趋势 不同，有的一直向焊缝中部发展散；热有方的向只长大很短
？ 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（或最大温度 梯度方向）相一致时，最有利晶粒长大。
熔池中的液态金属处于过热状态 (过热度大)
T熔池= 1770 ± 100 ℃，T钢锭＜1500℃，过热度大，烧损合金元素
熔池在运动状态下结晶
熔池前部金属熔化，后部金属结晶。夹杂气孔易排出，组织致密
3.1 熔池凝固
2 熔池结晶的一般规律
结晶
形核 长大
过冷度，自由能↓
3.1 熔池凝固
1.形核 熔池中晶核的生成分为：自发晶核、非自发晶核。
垂直于焊缝中心线
弯曲（偏向晶）
（定向晶）
3.1 熔池凝固
a b
3.1 熔池凝固
4 熔池结晶的形态 焊缝中的晶体形态：柱状晶和少量等轴晶
3.1 熔池凝固
纯金属
3.1 熔池凝固
固溶体合金 温度过冷 成分过冷
→成分过冷对结晶形态的影响： 1、平面结晶
产生条件：过冷度＝0，无成分过冷 特征：平面晶（G正温度梯度很大时）
熔L焊O原G理O
3.1 熔池凝固
3.1 熔池凝固
1 熔池的凝固条件和特点
熔池体积小，冷却速度快
手工电弧焊：V熔池=2~10cm3 ，Vmax=30cm3 ， W熔池=0.6~16g，一般小于5g，埋弧焊不超过100g 钢锭： 几吨~几十吨
υ熔池=4~100 oC/s，υ钢锭=(3~150)×10-4 oC/s
3.1 熔池凝固
2．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，但并不是齐晶步粒前取进向，/位长向大趋势 不同，有的一直向焊缝中部发展散；热有方的向只长大很短
？ 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（或最大温度 梯度方向）相一致时，最有利晶粒长大。
熔池中的液态金属处于过热状态 (过热度大)
T熔池= 1770 ± 100 ℃，T钢锭＜1500℃，过热度大，烧损合金元素
熔池在运动状态下结晶
熔池前部金属熔化，后部金属结晶。夹杂气孔易排出，组织致密
3.1 熔池凝固
2 熔池结晶的一般规律
结晶
形核 长大
过冷度，自由能↓
3.1 熔池凝固
1.形核 熔池中晶核的生成分为：自发晶核、非自发晶核。
垂直于焊缝中心线
弯曲（偏向晶）
（定向晶）
3.1 熔池凝固
a b
3.1 熔池凝固
4 熔池结晶的形态 焊缝中的晶体形态：柱状晶和少量等轴晶
3.1 熔池凝固
纯金属
3.1 熔池凝固
固溶体合金 温度过冷 成分过冷
→成分过冷对结晶形态的影响： 1、平面结晶
产生条件：过冷度＝0，无成分过冷 特征：平面晶（G正温度梯度很大时）
熔L焊O原G理O
3.1 熔池凝固
3.1 熔池凝固
1 熔池的凝固条件和特点
熔池体积小，冷却速度快
手工电弧焊：V熔池=2~10cm3 ，Vmax=30cm3 ， W熔池=0.6~16g，一般小于5g，埋弧焊不超过100g 钢锭： 几吨~几十吨
υ熔池=4~100 oC/s，υ钢锭=(3~150)×10-4 oC/s
模块二
图2-16 焊缝的层状偏析
a)手弧焊
图2-17 层状偏析与气孔
b)电子束焊
（二）熔合区的化学不均匀性
1、熔合区的形成
对于不同的晶粒，熔化程度可能有很大的不同。如图 2-18所示，有阴影的地方是熔化了的晶粒，其中有些晶粒
有利于导热而熔化的较多（1、3、5），而有些晶粒熔化
较少（2、4）。所以母材与焊缝交界的地方并不是一条线， 而是一个区，即所谓熔合区。
图2-18 熔合区晶粒熔化情况
2、熔合区宽度
熔合区的大小决定于材料的液-固温度范围、被 焊材料本身的热物理性质和组织状态，可以按下式 进行估计：
A=
TL Ts △T /△Y
对于碳钢、低合金钢熔合区附近的温度梯度约 为300-800℃／mm，液-固相线的温度差约为40℃。 因此，一般电弧焊的条件下，熔合区宽度：A=40/ （300～800）=0.133～0.15(mm) 对于奥氏体钢的电弧焊时A=0.06～0.12 mm。
低合金钢焊缝中有Ti、B存在可以大幅度地提高 韧性。
4、钼（Mo）对焊缝韧性的影响
低合金焊缝中加入少量的Mo不仅提高强度，同时 也能改善韧性。
5、稀土元素对焊缝金属性能的影响
稀土降低焊缝中的扩散氢含量，改善焊缝的抗热 裂倾向，特别是稀土能改善焊缝金属的韧性。
6、碲（Te）在焊缝中的作用
向焊缝中过渡微量碲，可使焊缝金属中的扩 散氢含量显著下降，从而使抗冷裂能力大为提高， 并使焊条的抗潮性改善。试验表明，低合金钢焊 缝在一定硬度范围内（175～225HV），针状铁素 体的比例增加，才有利于提高焊缝的韧性，而硬 度低于或高于这一范围，反而会降低韧性。
（三）成分过冷对结晶形态的影响
熔池凝固
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。
电弧焊 体积 重量 冷却速度 ≤30cm3 ≤100g 4~100 ℃ /s 钢锭 可达数m3 几吨~几十吨 3~150×10-4 ℃ /s
3
一、 熔池的凝固条件和特点
2、温差大、过热温度高
因加热与冷却速度很快，熔池中心和边缘存在较大的温度梯度（熔 池边界的温度梯度比铸造时高103 ~104倍）。 例如，对于电弧焊接低碳钢或低合金钢，熔池中心温度高达2100～
24
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
25
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
先共析铁素体 FP
形态：长条形或多边形块状
26
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
侧板条铁素体
FSP
形态：板条状
27
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
针状铁素体 AF
细晶铁素体 FGF+P
28
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
2、成长速度
R=υcosψ
R—晶粒生长线速度
υ—焊接速度
Ψ—晶粒生长方向与熔池移动方向 的夹角 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，
7
二 、熔池结晶的一般规律
焊接时，熔池金属的结晶与一般炼钢时 钢锭的结晶一样，也是在过冷的液体金属 中，首先形成晶核和晶核长大的结晶过程。 生核热力学条件是过冷度而造成的自由能 降低； 生核的动力学条件是自由能降低的程度。
8
二 、熔池结晶的一般规律
1.熔池中晶核的形成
【材料成型原理--焊接】lesson three
侧板条铁素体（FSP）生成于700一500℃
由晶界向晶内扩展的板条状或锯齿状铁素体。其长 宽比在20：１以上。侧板条铁素体在低合金钢焊缝 中不一定总是存在，但出现的机会比母材多。
针状铁素体（AF）
出现于原奥氏体晶内的有方向性的细小铁素体．宽 约2μm左右，长宽比多在3：1以至10：1的范围内。 针状铁素体可能是以氧化物或氮化物(如TiO或TiN) 为基点，呈放射状生长，相邻AF间的方位差为大 倾角，其间隙存在有渗碳体或马氏体，多半是M－ A组元，决定于合金化程度。
1. 条件：焊接熔池的凝固条件与钢锭及铸件的凝固相比有如下特 点：
（1）熔池体积小，冷却速度快 （2）熔池液态金属过热严重 （3）熔池在运动状态下结晶 （4）母材金属有利于熔池结晶生核
2.特点
（1）熔池中晶核的生成
自发形核；非自发形核 焊接熔池中以非自发形核 为主： 合金质点
联生(交互) 结晶
（2）熔池中的晶核长大
焊缝中的柱状晶具有选择长大、弯曲生长的特点。
（3）熔池结晶线速度
Ｖc＝Ｖcosθ
Ｖc--晶粒生长平均线速度；Ｖ--焊接速度； θ--Ｖc与Ｖ的夹角。
• 研究表明：焊接速度V越大，θ越大，结晶生长方 向的曲线越接近直线，形成对生柱状晶。焊接速度 越小，晶粒生长方向越弯曲。
焊接速度对焊缝组织的影响 （a）焊速大 （b）焊速小
2.低合金钢焊缝的室温组织
低合金钢焊缝固态相变后的室温组织比低碳钢焊缝复杂得多。随 着含碳量及合金种类与含量的变化和冷却条件的不同，除铁素体和 珠光体外，还会出现不同形态的贝氏体和马氏体。以F为主，P、B、 M占次要地位。
•焊缝中铁素体的类型
粒界铁素体(GBF)(先共析铁素体PF)
是沿原奥氏体晶界析出的铁素体，先共析铁素体也 称晶界铁素体。有的沿晶界呈长条状扩展，有的以 多边形形状互相连结沿晶界分布。
由晶界向晶内扩展的板条状或锯齿状铁素体。其长 宽比在20：１以上。侧板条铁素体在低合金钢焊缝 中不一定总是存在，但出现的机会比母材多。
针状铁素体（AF）
出现于原奥氏体晶内的有方向性的细小铁素体．宽 约2μm左右，长宽比多在3：1以至10：1的范围内。 针状铁素体可能是以氧化物或氮化物(如TiO或TiN) 为基点，呈放射状生长，相邻AF间的方位差为大 倾角，其间隙存在有渗碳体或马氏体，多半是M－ A组元，决定于合金化程度。
1. 条件：焊接熔池的凝固条件与钢锭及铸件的凝固相比有如下特 点：
（1）熔池体积小，冷却速度快 （2）熔池液态金属过热严重 （3）熔池在运动状态下结晶 （4）母材金属有利于熔池结晶生核
2.特点
（1）熔池中晶核的生成
自发形核；非自发形核 焊接熔池中以非自发形核 为主： 合金质点
联生(交互) 结晶
（2）熔池中的晶核长大
焊缝中的柱状晶具有选择长大、弯曲生长的特点。
（3）熔池结晶线速度
Ｖc＝Ｖcosθ
Ｖc--晶粒生长平均线速度；Ｖ--焊接速度； θ--Ｖc与Ｖ的夹角。
• 研究表明：焊接速度V越大，θ越大，结晶生长方 向的曲线越接近直线，形成对生柱状晶。焊接速度 越小，晶粒生长方向越弯曲。
焊接速度对焊缝组织的影响 （a）焊速大 （b）焊速小
2.低合金钢焊缝的室温组织
低合金钢焊缝固态相变后的室温组织比低碳钢焊缝复杂得多。随 着含碳量及合金种类与含量的变化和冷却条件的不同，除铁素体和 珠光体外，还会出现不同形态的贝氏体和马氏体。以F为主，P、B、 M占次要地位。
•焊缝中铁素体的类型
粒界铁素体(GBF)(先共析铁素体PF)
是沿原奥氏体晶界析出的铁素体，先共析铁素体也 称晶界铁素体。有的沿晶界呈长条状扩展，有的以 多边形形状互相连结沿晶界分布。
焊接熔池凝固
焊接熔池的凝固过程具有独特性，其特征包括体积小、冷却速度快，导致温度梯度大，焊缝中柱状晶得到充分发展。同时，熔池过热温度高，减少了非自发形核的原始质点数，进一步促进柱状晶的发展。此外，熔池在动态下凝固，对流强烈，使得熔池金属在热源移动过程中不断对流并凝固形成焊缝。在焊接熔池的结晶过程中，晶核的形成是关键步骤之一，其中联生结晶和非联生结晶是两种主要的形核方式。随着晶核的长大，最优结晶取向与散热最低熔点夹杂物被推至焊缝中心，引发纵向裂纹。因此，控制焊接速度至关重要。在结晶形态方面，合金的结晶形态受热过冷和成分过冷的共同影响，其中成分过冷由凝固过程中的溶质再分配引起，对合金的结晶形态具有重要影响。
第二章 材料凝固理论x
金属凝固的驱动力主要取决于过冷度△T，过冷度越大， 凝固的驱动力就越大。金属不可能在T＝Tm时凝固。
二、自发形核
形核分为两类，一类为自发形 核，它是指:在没有任何外来界 面的均匀熔体中的形核过程。
1、经典相变动力学理论 根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力 △Gm作用下，从高自由能 GL 的液态结构转变为低自 由能 GS 的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒 △Gd才能使凝固过程得以实现。
V2
1
内能U
2013-7-29
焓H
熵S
二、状态函数间的关系
dG Vdp SdT dG dH TdS dH TdS Vdp H C ( ) T
p p
G －体系的吉布斯（Gibbs）自由能 H －热焓，体系等压过程中热量的变化
S －热量和温度的熵值，反映体系紊乱程度
V －体系的体积 P －体系的压力
材料凝固过程可以用热力学原理来描述。热力学可 用于判断一个过程是否可能发生以及发生的程度如何。
一、状态函数的概念
热力学函数与状态函数
有关 W p(V )dV 与过程经历的“历程” V 热力学函数 无关, 与过程经历的“历程” 只与体系所处的状态有 状态函数 关
V2
1
状态函数是热力学函数的一种，其转变过程于 路径无关，而只与体系状态所处的状态有关。
根据力的平衡原理：
SG LS LG cos SG LS cos LG
SG LS SG LS
固体表面的液滴及表面张力的示意
杨氏方程，接触角于界面张力的关系
0
, cos 0, 90 , 表现为润湿情况。 , cos 0， 90 , 表现为不润湿情况。
二、自发形核
形核分为两类，一类为自发形 核，它是指:在没有任何外来界 面的均匀熔体中的形核过程。
1、经典相变动力学理论 根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力 △Gm作用下，从高自由能 GL 的液态结构转变为低自 由能 GS 的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒 △Gd才能使凝固过程得以实现。
V2
1
内能U
2013-7-29
焓H
熵S
二、状态函数间的关系
dG Vdp SdT dG dH TdS dH TdS Vdp H C ( ) T
p p
G －体系的吉布斯（Gibbs）自由能 H －热焓，体系等压过程中热量的变化
S －热量和温度的熵值，反映体系紊乱程度
V －体系的体积 P －体系的压力
材料凝固过程可以用热力学原理来描述。热力学可 用于判断一个过程是否可能发生以及发生的程度如何。
一、状态函数的概念
热力学函数与状态函数
有关 W p(V )dV 与过程经历的“历程” V 热力学函数 无关, 与过程经历的“历程” 只与体系所处的状态有 状态函数 关
V2
1
状态函数是热力学函数的一种，其转变过程于 路径无关，而只与体系状态所处的状态有关。
根据力的平衡原理：
SG LS LG cos SG LS cos LG
SG LS SG LS
固体表面的液滴及表面张力的示意
杨氏方程，接触角于界面张力的关系
0
, cos 0, 90 , 表现为润湿情况。 , cos 0， 90 , 表现为不润湿情况。
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150A 胞状晶 胞状晶 细胞状晶 很细胞状晶 300A 胞状树枝晶 细胞状树枝晶 胞状晶，轻微咬边 胞状晶，咬边 450A 粗大的胞状树枝晶 粗大的胞状树枝晶 严重咬边 严重咬边
31
焊接速度（㎜/S） 0.85 1.69 3.39 6.77
Source:From Savage et al.
六、焊接参数对结晶形态的影响
晶粒细化的途径
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
33
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）
34
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
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
32
七、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 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。
细小的等轴晶 (a) 未搅拌 (b) 搅拌
35
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×).
36
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
Arc oscillation（电弧摆动）
右-结晶开始 左-结晶结束
11
§2-3 焊接熔池结晶—晶核形成
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； 熔合区附近加热到未 熔化状态基本金属 （BM）的晶粒表面－ 联生结晶（epitaxial growth) (主要）；
联生结晶示意图
12
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
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。 溶质再分配受结晶速度R， 扩散系数DL和K0的影响。
DL/R
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
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.
13
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。
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(70Ni30Cu)焊材(fcc)，得到fcc焊缝
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 G s GL H m T Tm
§2-3 焊接熔池结晶—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。
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）
熔池在运动状态下结晶
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
热过冷
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。
14
§2-3 熔池结晶—晶核长大
与焊接熔池边界垂直的方向， 温度梯度G最大，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>。 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；
G/ R
C0、R、G三个主要因素 的影响见右图。
C0、R、G对晶体形貌的综 合影响示意图
26
四、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。 二次枝晶间距d2为：
Ts d2 A RG 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
Fusion line(FL)
GCL<GFL且RCL>RFL
GCL <G FL且RCL RFL (G R)CL (G R) FL
中心的晶粒细， 熔合线附近的 晶粒粗。
29
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。
采用4047焊材焊接1100 Al 的结晶组织图
H m为熔化潜热, T Tm -T 称为过冷度.
过冷度为金属凝固的驱动力。 过冷度越大，相变驱动力 越大。
Gv
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。
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）
22
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
=TL-TS
0
成分过冷的判据：而
故
G T R DL T=TL TS mL C0 (1 K 0 ) K0
mL C0 (1 K 0 ) G R DL K 0
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配系数
23
二、成分过冷对结晶形态的影响
G mLC0 (1 K 0 ) R K0 DL
(a)平面晶
(b)胞状晶
(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”
△T
纯金属的结晶形态
21
一、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，是出现过冷（如图中 “G2实际”）。 由溶质成分富集引起的过冷 称为“成分过冷”。
16
§2-3 熔池结晶—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
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.
17
焊接速度对晶粒生长形态的影响
θ为接 触角。
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
开始结晶的 固相成分
16 G 3
* 3 LS
Tm H m T
2
形核功为均质形核所必须克服的能量障碍。
5
§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。 非均质形核功为：
3 16 LS Tm 2 2 3cos cos3 G* 2 4 3 H m T
24
Mn-Zn合 金的等轴 树枝晶
胞状晶横截面 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% 25 钛）
三、影响成分过冷的因素
由“成分过冷”判据公 式： mLC0 (1 K0 ) G
R DL K0
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
结晶终了的 固相成分
热力学条件：相图 动力学条件：扩散、过冷、 流动等
平衡分配系数的物理意义 （二元相图的一部分）
平衡分配系数K0：
31
焊接速度（㎜/S） 0.85 1.69 3.39 6.77
Source:From Savage et al.
六、焊接参数对结晶形态的影响
晶粒细化的途径
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
33
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）
34
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
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
32
七、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 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。
细小的等轴晶 (a) 未搅拌 (b) 搅拌
35
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×).
36
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
Arc oscillation（电弧摆动）
右-结晶开始 左-结晶结束
11
§2-3 焊接熔池结晶—晶核形成
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； 熔合区附近加热到未 熔化状态基本金属 （BM）的晶粒表面－ 联生结晶（epitaxial growth) (主要）；
联生结晶示意图
12
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
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。 溶质再分配受结晶速度R， 扩散系数DL和K0的影响。
DL/R
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
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.
13
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。
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(70Ni30Cu)焊材(fcc)，得到fcc焊缝
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 G s GL H m T Tm
§2-3 焊接熔池结晶—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。
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）
熔池在运动状态下结晶
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
热过冷
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。
14
§2-3 熔池结晶—晶核长大
与焊接熔池边界垂直的方向， 温度梯度G最大，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>。 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；
G/ R
C0、R、G三个主要因素 的影响见右图。
C0、R、G对晶体形貌的综 合影响示意图
26
四、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。 二次枝晶间距d2为：
Ts d2 A RG 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
Fusion line(FL)
GCL<GFL且RCL>RFL
GCL <G FL且RCL RFL (G R)CL (G R) FL
中心的晶粒细， 熔合线附近的 晶粒粗。
29
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。
采用4047焊材焊接1100 Al 的结晶组织图
H m为熔化潜热, T Tm -T 称为过冷度.
过冷度为金属凝固的驱动力。 过冷度越大，相变驱动力 越大。
Gv
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。
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）
22
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
=TL-TS
0
成分过冷的判据：而
故
G T R DL T=TL TS mL C0 (1 K 0 ) K0
mL C0 (1 K 0 ) G R DL K 0
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配系数
23
二、成分过冷对结晶形态的影响
G mLC0 (1 K 0 ) R K0 DL
(a)平面晶
(b)胞状晶
(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”
△T
纯金属的结晶形态
21
一、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，是出现过冷（如图中 “G2实际”）。 由溶质成分富集引起的过冷 称为“成分过冷”。
16
§2-3 熔池结晶—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
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.
17
焊接速度对晶粒生长形态的影响
θ为接 触角。
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
开始结晶的 固相成分
16 G 3
* 3 LS
Tm H m T
2
形核功为均质形核所必须克服的能量障碍。
5
§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。 非均质形核功为：
3 16 LS Tm 2 2 3cos cos3 G* 2 4 3 H m T
24
Mn-Zn合 金的等轴 树枝晶
胞状晶横截面 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% 25 钛）
三、影响成分过冷的因素
由“成分过冷”判据公 式： mLC0 (1 K0 ) G
R DL K0
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
结晶终了的 固相成分
热力学条件：相图 动力学条件：扩散、过冷、 流动等
平衡分配系数的物理意义 （二元相图的一部分）
平衡分配系数K0：