熔池凝固

2300℃，而熔池后部表面温度只有1600℃左右，熔池平均温度为
1700±100℃。 由于过热温度高，非自发形核的原始质点数大为减少，这也促使焊 缝柱状晶的发展。
熔滴温度 2300± 100 ℃
熔池温度 1770± 100 ℃
钢锭温度 ≤ 1550℃
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一、 熔池的凝固条件和特点
3. 液态金属对流激烈
TM
mL
CS=C0
a)
TS
CL*=C0/k0
C%
C% CS*
界面
CL*
CL(X')
b)
C0
X'
T T1实 际
界面
T2实际 TL(X')
c)
Ti
成分过 冷区
X'
成分过冷形成的条件
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四、 熔池结晶的形态
2、成分过冷对结晶形态的影响 a)不同的成分过冷情况 b) 无成分过冷 平面晶
C) 窄成分过冷区间
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
P+F
粒P+针状铁素体 AF
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
3、贝氏体（ Bainite，简称B）转变
贝氏体转变属中温转变，转变温度约在550℃~Ms之间，此时合金元 素已不能扩散，只有碳还能扩散。 在焊接条件下焊缝金属中的贝氏体转变极其复杂，会出现多种非平衡 条件下的过渡组织。根据它们形成的温度区间及其特征可分为：
材料成形原理（焊接部分）
3 熔池凝固与焊缝固态相变
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3.1 熔池凝固
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一、 熔池的凝固条件和特点
1、体积小，冷却速度大
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 100g;
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，远高于一般铸件的冷却速度; 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
2 ）珠光体转变
3 ）贝氏体转变 4） 马氏体转变
低合金钢焊缝的组织形态分类
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
1、铁素体（Ferrite，简称F）转变
低合金钢中的铁素体形态比较复杂，根据形成条件不同， 可分为： 先共析铁素体（ Proeutectoid Ferrite，简称FP）
侧板条铁素体（ Ferrite Side Plate，简称FSP）
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
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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～
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一 、低碳钢焊缝的固态相变组织
焊缝化学成分相同时，在不同的冷却速度下，低
碳钢焊缝中铁素体和珠光体的比例有很大差别。
冷却速度越大，焊缝中的珠光体越多，越细，同 时焊缝的硬度增高。
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
低合金钢焊缝二次组织，随匹 配焊接材料化学成分和冷却条件的不 同，可由不同的组织。以F为主，P、 B、M占次要地位。 根据低合金钢焊缝化学成分和 冷却条件不同，可能出现以下四种 固态转变组织： 1 ）铁素体转变
针状铁素体（Acicular Ferrite，简称AF） 细晶铁素体（ Fine Grain Ferrite，简称FGF） 焊接条件下影响焊缝组织的因素多而复杂，上述几种铁 素体的基本型态在焊缝中往往同时存在，有时还可能得到珠 光体、贝氏体、甚至马氏体组织。而且这几种铁素体在低碳 钢焊缝中也会出现，只是所占比例不同。
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源自文库
二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
4、马氏体（Martensite，简称M）转变
含碳量偏高或合金元素较多时，在快速冷却条件下，奥氏体过冷到Ms温度 以下将发生马氏体转变。由于转变温度己很低，铁和碳原子己失去扩散能力，所 以马氏体转变是属无扩散型转变。根据含碳量不同，有两种形态的马氏体：
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一、 熔池的凝固条件和特点
5. 熔池周围散热条件好
焊接熔池与其周围的母材金属之间直接接触，不像 铸件那样存在气隙。
焊接熔池的质量相对于周围母材金属的质量很小， 母材金属的“质量效应”促进了热量的吸收。
焊接熔池界面处的导热条件很好，使焊接熔池能在
很高的冷却速度下凝固。
熔池边界或凝固中的固液界面的温度梯度可比铸件 高103~104倍。
熔池中存在许多复杂的作用 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，使熔池金属产 生强烈的搅拌和对流， 在熔池上部其方向一般从熔 池头部向尾部流动，而在熔 池底部的流动方向与之正好 相反， 这一点有利于熔池金属成分 分布的均匀化与纯净化。
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一、 熔池的凝固条件和特点
4. 动态凝固过程
上贝氏体（Upper Bainite，简称Bu）
下贝氏体（Lower Bainite，简称BL） 粒状贝氏体（ Grain Bainite，简称BG）
无碳贝氏体（Carbide-free Bainite，简称Bc）
这几种贝氏体的形态是逐渐过渡的，没有鲜明的区分，主要根据铁素 体的形态和碳化物在贝氏体中的分布状态加以区别。
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一 、低碳钢焊缝的固态相变组织
低碳钢焊缝含碳量较低。 组织为：F（铁素体）+P（少量珠光体） 当晶粒粗大且过热时，有W（魏氏组织）
改善组织方法：
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20~30℃， 柱状晶消失。
3）冷却速度：冷却速度↑，硬度↑
低碳钢焊缝的魏氏组织
这种现象就是焊缝中柱状树枝晶的择优成长。
柱状晶 焊缝边界 (a) (b) 母材
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三 、柱状晶生长方向与速度的变化
1、成长方向
弯曲柱状晶 熔池的外形为椭球状曲面，亦即结 晶等温面，散热方向垂直于等温面， 成长方向也垂直于结晶等温面，因 此晶粒长大主轴是弯曲的。
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三 、柱状晶生长方向与速度的变化
胞状晶
d) 成分过冷区间较宽
e) 宽成分过冷
柱状树枝晶
内部等轴晶
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G-正温度梯度；T-实际结晶温度线
四、 熔池结晶的形态
随“成分过冷”程度增大，固溶体
生长方式： → 平面晶 → 胞状晶 →胞状树枝晶(柱状树枝晶) →内部等轴晶(自由树枝晶)
GL—界面前沿液相的实际温度梯度 R—晶体生长速度快
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1）板条马氏体 （Lath Martensite）
在低碳低合金钢焊缝中，当冷却速度很快时，常会出现这种马氏体。 这种马氏体的含碳量低，故又称低碳马氏体。 低碳马氏体不仅具有较高的强度，同时也具有良好的韧性。这是因为板条 马氏体有发生“自回火”现象。
2）片状马氏体（Plate Martensite）
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 的熔滴一起在电弧吹力作用下， 对流至熔池后部。 随着热源的离去，熔池后部的 液态金属立即开始凝固。 凝固过程是连续进行并随熔池 前进。 熔池的凝固速度相当大，固— 液界面的推进速度，要比铸件 高10～100倍。
焊缝的形成及熔池凝固
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
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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
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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
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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
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
合金元素和含氧量对焊接CCT图的影响
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3.3 焊缝性能的控制
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焊缝性能的控制
控制焊缝性能是控制焊接质量的主要目标，优质的焊缝首
先要保证性能满足使用要求。
焊缝性能是由化学成分与组织决定的；具有相同化学成分 的焊缝金属，由于结晶形态和组织不同，性能上会有很大的差 别。因此焊缝性能控制的任务必然落在焊缝组织的控制上。 在焊接生产中，通过控制焊缝组织，不但要保证焊缝具有
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四、 熔池结晶的形态
1、过冷现象
过冷度：理论结晶温度Tm与实际结晶温 度Tn之差。 热过冷：纯金属凝固时，理论凝固温度 （熔点）不变，过冷度完全取决于实际 温度分布，这样的过冷叫热过冷。 成分过冷：在合金凝固时，实际温度分 布一定，由于液相中溶质分布变化改变 了液相的熔点，此时过冷由成分变化与 实际温度这两个因素共同决定，称为成 分过冷。
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，
2）非自发临界晶核所需的能量
Ek
`
16 3 2 3 cos cos3 3 F 2 4 r


1）自发临界晶核所需的能量
θ ：非自发晶核的浸润角 θ =0℃ ， EK`=0
Er
16 3 3 Fr 2
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。
2、珠光体（ Pearite，简称P）转变
接近平衡状态： 如预热、缓冷和后热等。 珠光体转变温度Ar1~550℃，此时 C、Fe原子扩散比较容易。 珠光体转变属扩散型相变。（P是F和Fe3C的层状混合物领先相Fe3C）
焊接状态：
非平衡转变，得到P量少，珠光体转变量小。 若有B 、Ti合金元素，则P转变全部被抑制。
焊缝中含碳量大于0.4% ，又称高碳马氏体。 粗大，经常贯穿奥氏体晶粒内部。 透射电镜观察，片M存在许多细小平行带纹－孪晶带，又称为孪晶马氏体。 硬度高、脆。
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
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二、 低合金钢焊缝的固态相变组织
低合金钢焊缝金属连续冷却组织转变图（简称WM—CCT图） 对于预测焊缝的组织及调节焊缝的性能具有重要的意义
联生结晶
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二 、熔池结晶的一般规律
2、熔池中晶核长大
一般情况下，熔池结晶以联生结晶为主，长大过程遵循择优生长原则： 每一种晶体点阵都存在一个最优结晶取向, 对于立方点阵的金属（Fe, Ni, Cu, Al），最优结晶取向为<100>。 温度梯度大的方向，也是晶粒易于生长的方向。与焊接熔池边界垂直的方向温 度梯度G最大。 当晶体最易长大方向<100>与散热最快方向（最大温度梯度）一致时，则最有 利于晶粒长大，可一直长至熔池中心形成粗大的柱状晶体。 当晶体取向不利于长大，与散热最快方向不一致时，晶粒的成长就停止下来。
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二 、熔池结晶的一般规律
形成非自发晶核所需能量小，熔池中存 在以下两种现成表面，有助于非自发晶核的形 成： 一是合金元素或杂质的悬浮质点 焊接时，通过焊材加入一定量的合金元 素（如铜、钒、钛、铌等），作为非自发晶核 的质点，可细化晶核，改善性能。 二是熔合区半熔化的晶粒表面 非自发晶核依附在这个表面上，以柱状 晶的形态向熔池中心成长。 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，称为联生结晶(也称外延生长)。
四、 熔池结晶的形态
3、焊接条件下的结晶形态
焊缝边缘：G较大 ，R又较小，过冷度较小； 焊缝中心： G较小 ，R较大，过冷度较大； 随着过冷度变化，焊缝各部位出现不同的结晶形态：平面晶、胞状晶、树 枝状晶、等轴晶
焊缝区
R大，G小 R小，G大
柱状晶区
熔合区
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四、 熔池结晶的形态
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3.2 焊缝固态相变
因此晶粒生长的有利方向也随之变化，形成了特有的弯曲柱状晶的形态。
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三 、柱状晶生长方向与速度的变化
焊接速度对晶粒生长形态有影响 焊接速度越小，ψ越小，晶粒主轴越弯曲； 焊接速度越大，ψ越大，晶粒主轴越垂直焊缝中心。
焊接速度快
焊接速度慢
焊接速度大时，焊接熔池长度增加, 柱状晶趋向垂直于焊缝中 心线生长 ; 焊接速度越慢, 柱状晶越弯曲。 最后结晶的低熔点夹杂物易被推移到焊缝中心区域，形成脆 弱的结合面，因此垂直于焊缝中心线的柱状晶，易导致纵向热裂纹的 产生。
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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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二 、熔池结晶的一般规律
1.熔池中晶核的形成
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。