第二章焊接熔池凝固

➢ 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
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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：
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)
热过冷
△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”）。
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§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
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。
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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)150A b)300A c)450A
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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
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。
(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）
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
(a) Transverse arc oscillation
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
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
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.
150A 胞状晶 胞状晶
300A 胞状树枝晶 细胞状树枝晶
450A 粗大的胞状树枝晶 粗大的胞状树枝晶
3.39
细胞状晶
胞状晶，轻微咬边 严重咬边
6.77
很细胞状晶
胞状晶，咬边
严重咬边
Source:From Savage et al.
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六、焊接参数对结晶形态的影响
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）
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
(a)焊接速度大 (b)焊接速度小
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大焊速时焊缝的纵向裂纹
纯铝的GTAW焊接
(a) 1000mm/min
(b) 250 mm/min
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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
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）
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三、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
➢ 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
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§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
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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）
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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
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，
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。
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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
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。
➢ 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。
(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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§2-4 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。
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。
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，而从液相自身发生形核的 过程。
焊缝中的偏析主要有：
显微偏析（micro segregation) 区域偏析（zone segregation） 层状偏析 (banding)
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。
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。
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§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
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；
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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五、焊接熔池凝固组织形态的多样性
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×
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六、焊接参数对结晶组织的影响
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；
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） 0.85 1.69
§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
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）
Hale Waihona Puke Baidu22
=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 )
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
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配系数
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二、成分过冷对结晶形态的影响
(a)平面晶
G mLC0 (1 K0 )
R
K0 DL
(b)胞状晶
(c)柱状树枝晶
G mLC0 (1 K0 )
R
K0 DL
(d)等轴晶
“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” 24
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。