第三章焊接接头的组织与性能
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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
14
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
（二）固溶体合金的结晶形态
在任意T，溶质B在液态A中的浓度为CL，在固态A中浓度为CS， 分配系数
K0
CS CL
金属结晶，温度过冷，合金的结晶形态除了温度过冷，还存在 成分起伏造成成分过冷，由于过冷程度不同形成不同的结晶形态。
第三章 焊接接头的组织与性能
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
1
第三章 焊接接头的组织与性能
3.1 焊接熔池与焊缝 3.2 焊接热影响区 3.3 焊接熔合区
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
2
重点内容
1、熔池凝固条件和特点及一般规律 2、熔池金属的结晶形态 3、各钢种焊缝的固态相变组织的转变 4、焊缝性能问题讨论 5、焊缝熔合区的特点
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
29
六
焊缝固态相变
低碳钢焊缝组织：F＋少量P，过热时产生W。
1 低碳钢焊缝的固态相变组织 改善组织条件：
1) 多层焊：使焊缝获得细小和少量珠光体，使柱状晶组织破坏。 2) 焊后热处理：加热A3以上消失柱状晶。 3) 冷却速度：冷却速度↑，硬度↑
W
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
21
（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。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
22
1 溶质浓度影响
纯Al 99 .99%焊缝熔合线附近为平面晶，中心为胞状晶。 若纯Al99.6%，焊缝出现胞状树枝晶，中心为等轴晶
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
7
焊接熔池边界正是固液相的相 界面，熔池边界的部分熔化的母材 晶粒表面完全可能成为新相晶核的 “基底” ，非均匀生核，焊缝金 属呈柱状晶形式与母材相联系，好 似母材晶粒外延长大。这种依附于 母材晶粒现成表面而形成共同晶粒 的凝固方式，称为外延结晶或联生 结晶。 竞争成长
柱状晶：胞状亚晶
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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三、熔池结晶线速度
vc v cos
Vc 晶粒成长的平均线速度 V 焊接速度 θ二个方向之间的夹角
在厚大焊件的表面上快速堆焊
q cos 1 A a TM
KY K z
2
2
1 KY 2 K z 2
1 2
A：常数，q 热源的有效功率，a 热扩散率，λ导热系数，TM 金 属的熔点
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四、熔池金属的微观结晶形态
（一）纯金属的结晶形态
① G>0时 G--温度梯度（正的温度梯度）液相温度大于固相，过冷 度小或为负，结晶缓慢，形成平面晶。 ② G<0 液体内部温度比界面低，过冷度大，晶粒成长速度大，形成 树枝晶。 平面结晶：当固液界面前方液相中的温度梯度很大时，由于固液界面 前方温度较高，一旦向前突出生长的晶芽，就会被较热的液态金 属熔化，因此结晶过程只能以平面形式向前推进，形成平滑的结 晶界面。 树枝状结晶：随着当固液界面前方液相中的温度梯度进一步减小，此时 晶粒长大速度更快，在晶粒内部除产生一个很长的主干外，向四周 还长出很多二次横枝，甚至还长出三次横枝。 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
35
（4）细晶铁素体(FGF)
生成于450℃以下,又称贝氏铁素体。晶粒较细，细晶之间通常 有珠光体和渗碳体析出。
AF
FGF+P
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第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
如在用不同强度级别焊条所焊接的焊缝， J507焊条的焊缝中有FSP，其间存在的确为珠光体，未见M－A； J707焊条的焊缝中，出现的是块状M－A组元； J807焊条的焊缝中已无PF，M—A组元呈颗粒状； J907焊条的焊缝中，因合金化程度提高而出现板条状马氏体，部分M－ A组元由颗粒状变成条状。
Ek
`
16 3 23cos cos3 3 F 2 4 r
θ：非自发晶核的浸润角 θ=0℃ EK`=0：液相中有大量的悬浮质点和现成的表面 θ=180℃ EK`= EK：只存在自发形核，不存在非自发形核 焊接时存在两种非自发晶核质点，一种是合金元素，另一种是现 成表面，焊接熔池边界，正是固液相的相界，熔池边界半熔化的母材 晶粒表面为新相晶核的“基底”。 联生结晶（交互结晶 或外延结晶）
初始区：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。 结尾区： 为溶质贫化区，即溶质成分低于平均浓度的区域，颜色最为浅淡。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（４）层状线不是连续的，是间断的链状偏析带。 产生原因：R变化 快速凝固时析
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
5
1.晶核形成
熔池中晶核的生成分为：非自发晶核、自发晶核。 形成两种晶核都需要能量
1) 自发形核
自发临界晶核所需的能量
16 3 3 Fr 2
Er
б：新相与液相间的表面张力系数。 ΔFr：单位体积内液固两相自由能之差。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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2) 非自发形核
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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2．晶核的成长
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，位向有利的一直向焊 缝中部发展；有的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。
2 焊接速度的影响
V↑，熔池中心温度梯度小，成分过冷大，出现等轴晶。 V小，熔合线附近出现胞状树枝晶，焊缝中心为较细的胞状枝晶。
3 电流的影响
I小，胞状晶, I较大，胞状树枝晶 I大，粗大树枝晶
焊接速度过大时，焊缝中心出现等轴晶，低速时，焊缝中心有胞 状树枝晶。焊接电流大时，出现粗大的树枝晶。
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
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薄板上自动焊接
cos 1 A
q h Tm
2
k
2 y 2 y
1 k
1 2
1、晶粒成长的平均线速度是变化的
晶粒成长方向和线速度是变化的，在熔合线处最小，在焊道 中心处最大，为焊速；其成长方向由垂直于焊接方向转向焊接方 向。
2、焊接规范的影响
当焊速大时，则θ越大，晶粒主轴的成长方向垂直于焊缝中 心线，称为定向晶。当焊速小时，晶粒主轴的成长方向弯曲，形 成偏向晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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(a)
(b)
示意：工业纯铝TIG焊时，柱状晶与焊接速度的关系 (a) 高速，定向晶； (b) 低速，偏向晶
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
出潜热及熔滴过渡带来的附加热脉 冲作用等，是促使成长速度R发生变 化以及凝固过程发生瞬间停顿的主 要原因。 成长中的柱晶前沿的温度梯度 G，对凝固过程的瞬间停顿有相当 大的影响。枝晶前沿的温度梯度G 较大时，结晶潜热或其他附加热作 用容易使柱晶前沿的温度急剧增高 ，而易于促使凝固过程停顿。 危害：层状偏析不仅造成焊缝 力学性能不均匀性，还可沿层 状线形成裂纹或气孔。
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（2）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，实质是魏氏组织 。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。 当先共析铁素体和侧板条铁素体长大时，其γ／α界面上γ 一侧的碳浓度增加，极为接近共析成分，故γ易分解为珠光体而出 现于侧板条铁素体的间隙之中。侧板条铁素体晶内位错密度大致和 先共析块素体相当或稍高一些。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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2、 胞状结晶
产生条件：成分过冷度很小。 特征：断面六角形，细胞或蜂窝状。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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3、胞状树枝结晶
产生条件：成分过冷稍大。 特征：主干四周伸出短小二次横枝，纵向树 枝晶，断面胞状。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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4 树枝状结晶
产生条件：成分过冷较大。 特征：主枝长，主枝向四周伸出二次横枝 ，并能得到很好的生长。
胞状晶与 枝晶的偏 析示意图
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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2、宏观偏析（区域偏析）
指焊缝边缘到焊缝中心，宏观上的成分不均匀性，焊缝金属以 柱状晶长大，把杂质推向熔池中心，中心杂质浓度逐渐升高，使最 后凝固的部位发生较严重的偏析。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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3.层状偏析
由于化学成分分布不均匀引起分层现象。焊缝横断面经浸蚀之后， 可以看到颜色深浅不同的分层结构形态称为结晶层。 1）特征 ①晶粒主轴与层状线垂直, 越靠近熔合线处越清析，远离熔合线越 不清晰，线距越宽。 ② 层状线与熔合线轮廓相似，但层与层的间距并不相等。 ③层状线的存在，一般与溶质(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：
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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5 等轴晶
产生条件：成分过冷大。 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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因素：溶质的浓度C0，结晶速度R，温度梯度G
1 G和R不变，C0增加，成分过程增加， 平面晶→胞状晶→·· ·· ·· →等轴晶； 2 C0不变，R越大，成分过冷就越大， 平面晶→胞状晶→·· ·· ·· →等轴晶； 3 C0和R一定，G增大，成分过冷减小， 等轴晶→树枝晶→·· ·· ·· →平面晶；
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二、低合金钢焊缝的固态相变组织
随着焊缝化学成分和冷却条件的变化，低合金钢焊缝中可能 形成铁素体F、珠光体P、贝氏体B、马氏体M等相变组织。而且 它们还呈不同的形态，从而具有不同的性能。
(一)铁素体转变
（1）晶界铁素体(GBF)(先共析铁素体PF) 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。 在高温区发生γ→α，相变时优先形成，因晶界能量较高而易于形 成新相核心。先共析铁素体的位错密度较低。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
3
§3-1
焊接熔池与焊缝
特征： 1 熔池体积小，冷却速度大 一、熔池的凝固条件 2 熔池中的液态金属处于过热状态 和特点 3 熔池在动态下结晶
非平衡的动态结晶、 联生结晶、 竞争成长、 生长速度动态变化
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
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。
23
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
24
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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五、焊缝金属的化学不均匀性性
化学不均匀性：结晶过程中化学成分的一种偏析现象。
1.显微偏析：→枝晶偏析
指晶粒边界或一个晶粒内部亚晶界或树枝状晶的晶枝之间的偏析。 晶轴上含有熔点较 高的成分，熔点较低的 成分则集中在枝晶枝干 与枝干间的孔隙以及柱 状枝晶的晶粒边界，称 枝晶偏析。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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先共析铁素体是焊缝冷却至770-680℃较高温区间内，沿奥 氏体晶界首先析出的铁素体，其形态可以使沿晶扩展的长条 形，也可以是沿晶分布的块状多边形。为低屈服点的脆性相， 使焊缝金属韧性降低。合金含量越低，高温停留时间越长，冷 却速度越慢，先共析铁素体越多。 第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
1100Al
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（三 ）浓度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） 平面结晶形态发生在结晶前沿 没有浓度过冷的情况下。多发 生在高纯度的焊缝金属中，如 纯铌板的氩弧焊；或位于温度 梯度很高结晶速度较小的焊缝 边界层内。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
33
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（3）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。针状铁素体晶内位错密度较高，为先共析铁素体的2倍左右。位 错之间也互相缠结，分布也不均匀，但又不同于经受剧烈塑性形变后 出现的位错形态。
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
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（二）固溶体合金的结晶形态
在任意T，溶质B在液态A中的浓度为CL，在固态A中浓度为CS， 分配系数
K0
CS CL
金属结晶，温度过冷，合金的结晶形态除了温度过冷，还存在 成分起伏造成成分过冷，由于过冷程度不同形成不同的结晶形态。
第三章 焊接接头的组织与性能
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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第三章 焊接接头的组织与性能
3.1 焊接熔池与焊缝 3.2 焊接热影响区 3.3 焊接熔合区
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
2
重点内容
1、熔池凝固条件和特点及一般规律 2、熔池金属的结晶形态 3、各钢种焊缝的固态相变组织的转变 4、焊缝性能问题讨论 5、焊缝熔合区的特点
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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六
焊缝固态相变
低碳钢焊缝组织：F＋少量P，过热时产生W。
1 低碳钢焊缝的固态相变组织 改善组织条件：
1) 多层焊：使焊缝获得细小和少量珠光体，使柱状晶组织破坏。 2) 焊后热处理：加热A3以上消失柱状晶。 3) 冷却速度：冷却速度↑，硬度↑
W
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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。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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1 溶质浓度影响
纯Al 99 .99%焊缝熔合线附近为平面晶，中心为胞状晶。 若纯Al99.6%，焊缝出现胞状树枝晶，中心为等轴晶
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焊接熔池边界正是固液相的相 界面，熔池边界的部分熔化的母材 晶粒表面完全可能成为新相晶核的 “基底” ，非均匀生核，焊缝金 属呈柱状晶形式与母材相联系，好 似母材晶粒外延长大。这种依附于 母材晶粒现成表面而形成共同晶粒 的凝固方式，称为外延结晶或联生 结晶。 竞争成长
柱状晶：胞状亚晶
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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三、熔池结晶线速度
vc v cos
Vc 晶粒成长的平均线速度 V 焊接速度 θ二个方向之间的夹角
在厚大焊件的表面上快速堆焊
q cos 1 A a TM
KY K z
2
2
1 KY 2 K z 2
1 2
A：常数，q 热源的有效功率，a 热扩散率，λ导热系数，TM 金 属的熔点
12源自文库
四、熔池金属的微观结晶形态
（一）纯金属的结晶形态
① G>0时 G--温度梯度（正的温度梯度）液相温度大于固相，过冷 度小或为负，结晶缓慢，形成平面晶。 ② G<0 液体内部温度比界面低，过冷度大，晶粒成长速度大，形成 树枝晶。 平面结晶：当固液界面前方液相中的温度梯度很大时，由于固液界面 前方温度较高，一旦向前突出生长的晶芽，就会被较热的液态金 属熔化，因此结晶过程只能以平面形式向前推进，形成平滑的结 晶界面。 树枝状结晶：随着当固液界面前方液相中的温度梯度进一步减小，此时 晶粒长大速度更快，在晶粒内部除产生一个很长的主干外，向四周 还长出很多二次横枝，甚至还长出三次横枝。 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
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（4）细晶铁素体(FGF)
生成于450℃以下,又称贝氏铁素体。晶粒较细，细晶之间通常 有珠光体和渗碳体析出。
AF
FGF+P
36
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
如在用不同强度级别焊条所焊接的焊缝， J507焊条的焊缝中有FSP，其间存在的确为珠光体，未见M－A； J707焊条的焊缝中，出现的是块状M－A组元； J807焊条的焊缝中已无PF，M—A组元呈颗粒状； J907焊条的焊缝中，因合金化程度提高而出现板条状马氏体，部分M－ A组元由颗粒状变成条状。
Ek
`
16 3 23cos cos3 3 F 2 4 r
θ：非自发晶核的浸润角 θ=0℃ EK`=0：液相中有大量的悬浮质点和现成的表面 θ=180℃ EK`= EK：只存在自发形核，不存在非自发形核 焊接时存在两种非自发晶核质点，一种是合金元素，另一种是现 成表面，焊接熔池边界，正是固液相的相界，熔池边界半熔化的母材 晶粒表面为新相晶核的“基底”。 联生结晶（交互结晶 或外延结晶）
初始区：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。 结尾区： 为溶质贫化区，即溶质成分低于平均浓度的区域，颜色最为浅淡。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（４）层状线不是连续的，是间断的链状偏析带。 产生原因：R变化 快速凝固时析
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1.晶核形成
熔池中晶核的生成分为：非自发晶核、自发晶核。 形成两种晶核都需要能量
1) 自发形核
自发临界晶核所需的能量
16 3 3 Fr 2
Er
б：新相与液相间的表面张力系数。 ΔFr：单位体积内液固两相自由能之差。
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2) 非自发形核
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2．晶核的成长
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，位向有利的一直向焊 缝中部发展；有的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。
2 焊接速度的影响
V↑，熔池中心温度梯度小，成分过冷大，出现等轴晶。 V小，熔合线附近出现胞状树枝晶，焊缝中心为较细的胞状枝晶。
3 电流的影响
I小，胞状晶, I较大，胞状树枝晶 I大，粗大树枝晶
焊接速度过大时，焊缝中心出现等轴晶，低速时，焊缝中心有胞 状树枝晶。焊接电流大时，出现粗大的树枝晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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薄板上自动焊接
cos 1 A
q h Tm
2
k
2 y 2 y
1 k
1 2
1、晶粒成长的平均线速度是变化的
晶粒成长方向和线速度是变化的，在熔合线处最小，在焊道 中心处最大，为焊速；其成长方向由垂直于焊接方向转向焊接方 向。
2、焊接规范的影响
当焊速大时，则θ越大，晶粒主轴的成长方向垂直于焊缝中 心线，称为定向晶。当焊速小时，晶粒主轴的成长方向弯曲，形 成偏向晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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(a)
(b)
示意：工业纯铝TIG焊时，柱状晶与焊接速度的关系 (a) 高速，定向晶； (b) 低速，偏向晶
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
出潜热及熔滴过渡带来的附加热脉 冲作用等，是促使成长速度R发生变 化以及凝固过程发生瞬间停顿的主 要原因。 成长中的柱晶前沿的温度梯度 G，对凝固过程的瞬间停顿有相当 大的影响。枝晶前沿的温度梯度G 较大时，结晶潜热或其他附加热作 用容易使柱晶前沿的温度急剧增高 ，而易于促使凝固过程停顿。 危害：层状偏析不仅造成焊缝 力学性能不均匀性，还可沿层 状线形成裂纹或气孔。
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（2）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，实质是魏氏组织 。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。 当先共析铁素体和侧板条铁素体长大时，其γ／α界面上γ 一侧的碳浓度增加，极为接近共析成分，故γ易分解为珠光体而出 现于侧板条铁素体的间隙之中。侧板条铁素体晶内位错密度大致和 先共析块素体相当或稍高一些。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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2、 胞状结晶
产生条件：成分过冷度很小。 特征：断面六角形，细胞或蜂窝状。
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3、胞状树枝结晶
产生条件：成分过冷稍大。 特征：主干四周伸出短小二次横枝，纵向树 枝晶，断面胞状。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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4 树枝状结晶
产生条件：成分过冷较大。 特征：主枝长，主枝向四周伸出二次横枝 ，并能得到很好的生长。
胞状晶与 枝晶的偏 析示意图
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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2、宏观偏析（区域偏析）
指焊缝边缘到焊缝中心，宏观上的成分不均匀性，焊缝金属以 柱状晶长大，把杂质推向熔池中心，中心杂质浓度逐渐升高，使最 后凝固的部位发生较严重的偏析。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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3.层状偏析
由于化学成分分布不均匀引起分层现象。焊缝横断面经浸蚀之后， 可以看到颜色深浅不同的分层结构形态称为结晶层。 1）特征 ①晶粒主轴与层状线垂直, 越靠近熔合线处越清析，远离熔合线越 不清晰，线距越宽。 ② 层状线与熔合线轮廓相似，但层与层的间距并不相等。 ③层状线的存在，一般与溶质(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：
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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5 等轴晶
产生条件：成分过冷大。 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。
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因素：溶质的浓度C0，结晶速度R，温度梯度G
1 G和R不变，C0增加，成分过程增加， 平面晶→胞状晶→·· ·· ·· →等轴晶； 2 C0不变，R越大，成分过冷就越大， 平面晶→胞状晶→·· ·· ·· →等轴晶； 3 C0和R一定，G增大，成分过冷减小， 等轴晶→树枝晶→·· ·· ·· →平面晶；
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二、低合金钢焊缝的固态相变组织
随着焊缝化学成分和冷却条件的变化，低合金钢焊缝中可能 形成铁素体F、珠光体P、贝氏体B、马氏体M等相变组织。而且 它们还呈不同的形态，从而具有不同的性能。
(一)铁素体转变
（1）晶界铁素体(GBF)(先共析铁素体PF) 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。 在高温区发生γ→α，相变时优先形成，因晶界能量较高而易于形 成新相核心。先共析铁素体的位错密度较低。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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§3-1
焊接熔池与焊缝
特征： 1 熔池体积小，冷却速度大 一、熔池的凝固条件 2 熔池中的液态金属处于过热状态 和特点 3 熔池在动态下结晶
非平衡的动态结晶、 联生结晶、 竞争成长、 生长速度动态变化
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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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。
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第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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五、焊缝金属的化学不均匀性性
化学不均匀性：结晶过程中化学成分的一种偏析现象。
1.显微偏析：→枝晶偏析
指晶粒边界或一个晶粒内部亚晶界或树枝状晶的晶枝之间的偏析。 晶轴上含有熔点较 高的成分，熔点较低的 成分则集中在枝晶枝干 与枝干间的孔隙以及柱 状枝晶的晶粒边界，称 枝晶偏析。
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先共析铁素体是焊缝冷却至770-680℃较高温区间内，沿奥 氏体晶界首先析出的铁素体，其形态可以使沿晶扩展的长条 形，也可以是沿晶分布的块状多边形。为低屈服点的脆性相， 使焊缝金属韧性降低。合金含量越低，高温停留时间越长，冷 却速度越慢，先共析铁素体越多。 第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
1100Al
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（三 ）浓度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） 平面结晶形态发生在结晶前沿 没有浓度过冷的情况下。多发 生在高纯度的焊缝金属中，如 纯铌板的氩弧焊；或位于温度 梯度很高结晶速度较小的焊缝 边界层内。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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（3）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。针状铁素体晶内位错密度较高，为先共析铁素体的2倍左右。位 错之间也互相缠结，分布也不均匀，但又不同于经受剧烈塑性形变后 出现的位错形态。