第二章 焊接熔池凝固
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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
焊缝中柱状晶体的选择长大 Competitive Growth
15
§2-3 熔池结晶—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
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，
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K0：
K0
Cs* CL*
平衡分配系数的物理意义 （二元相图的一部分）
Cs*, CL*分别为固液界面固相和液相合金成分的浓度
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。
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
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。
➢ 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。
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；
(a)焊接速度大 (b)焊接速度小
§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。
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
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
开始结晶的 固相成分
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
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ห้องสมุดไป่ตู้形核的 过程。
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
DL/R
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。
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
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.
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。
5
§2-1-1 晶核形成—非自发形核
也称为非均质形核，
θ为接 触角。
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：
G*
16
3 LS
Tm2
3HmT 2
2
3 cos 4
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。
3
§2-1-1 晶核形成
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
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。
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 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
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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
焊缝中柱状晶体的选择长大 Competitive Growth
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§2-3 熔池结晶—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
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，
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K0：
K0
Cs* CL*
平衡分配系数的物理意义 （二元相图的一部分）
Cs*, CL*分别为固液界面固相和液相合金成分的浓度
若液相线和固相线为直线，则K0为常数。
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（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。
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
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。
➢ 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。
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§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；
(a)焊接速度大 (b)焊接速度小
§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。
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
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
开始结晶的 固相成分
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。
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
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
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§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ห้องสมุดไป่ตู้形核的 过程。
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
DL/R
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。
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
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.
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。
5
§2-1-1 晶核形成—非自发形核
也称为非均质形核，
θ为接 触角。
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：
G*
16
3 LS
Tm2
3HmT 2
2
3 cos 4
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。
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§2-1-1 晶核形成
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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§2-3 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。
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。