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；
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。
2--二、焊接生产中的凝固过程控制
这里需要提出的是焊缝熔合区的 特征。所谓熔合区是指焊缝金属与 母材金属交界的地区。熔合区中存 在着严重的物理、化学不均匀性， 使整个熔合区成为接头中最薄弱的 地带。它常常是冷裂纹、再热裂纹 和脆性相的起源地。因此，焊接时 应根据母材金属选用合适的焊条金 属。
二、焊接生产中的凝固过程控制
熔焊时，焊接熔池的凝固过程 与一些铸造时液态金属凝固过程没 有本质区别，因此，它也服从凝固 理论的一般规律。但焊接熔池的凝 固过程还有自己的一些特点。
焊接时，在高温热源的作用下，母 材发生局部熔化，并与熔化了的焊丝金 属混合形成熔池，同时进行短暂而复杂 的冶金反应。当热源离开后，熔池金属 便开始了凝固。如图2-56所示。因此， 熔池具有下面一些特殊性。
3．熔池凝固组织控制
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 的凝固组织形态。特别当焊接操作规范 改变时，凝固组织亦将作较大的变化。 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。
(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
1
cos
1 A
qv
aTM
K
2 y
K
2 z
1
K
2 y
K
2 z
2
cos
1
A
q
hTM
2
1
K
2 y
K
2 y
1 2
由以上分析可得出： 晶粒成长的平均速度是变化的
Y=OB，Ky=1，cosθ =0，θ =90°，vc=0； Y=0，Ky=0，cosθ =1，θ =0°，vc=v； Y=OB～0，θ =90°～0° ，vc=0～v。
合金元素烧损严重，非自发形核大为减少。
熔池是在运动状态下结晶 钢锭是在固定的模具中静止状态下进行结晶； 熔池中金属的熔化和结晶过程同时进行。
熔池结晶的一般规律
熔池中晶核的形成
自发形核所需能量 非自发形核所需能量
EK
16 3 3Fv2
EK
16 3 3Fv2
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 ℃。
3.1 熔池凝固和焊缝固态相变
熔焊时，在高温热源的作用下，母材将发生局 部熔化，并与熔化了的焊丝金属搅拌混合而形成焊 接熔池（weld pool）。同时，进行了短暂而复杂 的冶金反应。焊接热源离开，熔池金属便开始凝固。
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
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：
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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
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
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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。
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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
熔池金属的凝固（结晶） 右-结晶开始 左-结晶结束19
§2-4-2 联生结晶
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；
熔合区附近未完全熔化 的母材晶粒表面－联生 结晶（epitaxial growth) (主要）；
28
§2-4-4 焊接熔池凝固组织形态的 多样性
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。
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
(a) Transverse arc oscillation
(b) Circular arc oscillation
37
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
38
§2-5 焊缝中的化学不均匀性
过冷度为金属凝固的驱动
力。过冷度越大，相变驱
动力Gv 越大。
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
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
(a) 未搅拌
细小的等轴晶
(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
Arc oscillation（电弧摆动）
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）
12
=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 )
➢ 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。
G/ R
C0、R、G对晶体形貌的 综合影响示意图
16
§2-3-4 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) 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。
17
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；
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.
开始结晶的 固相成分
结晶终了的 固相成分
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
Cs* , CL*分别为固液界面固相和液相合金成分的浓度（二元相图的一部分）
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。
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(70Ni-30Cu)焊材(fcc)，得到fcc焊缝
22
§2-4-2 择优长大
温度梯度最大的方向，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>。
4
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
热力学条件：相图
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1配3 系数
§2-3-2 成分过冷对结晶形态的影 响
(a)平面晶 (b)胞状晶
G mLC0 (1 K0 )
R
K 0 DL
(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
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 Competitive Growth
23
§2-4-3 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。
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，
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
24
§2-4-3 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
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， 而保持原始成分C0。
DL/R
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
➢ 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。
(a)焊接速度大
(b)焊接速度小
26
大焊速时焊缝的纵向裂纹
纯铝的GTAW焊接
(a) 1000mm/min
(b) 250 mm/min
27
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
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。
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
熔池金属的凝固（结晶） 右-结晶开始 左-结晶结束19
§2-4-2 联生结晶
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；
熔合区附近未完全熔化 的母材晶粒表面－联生 结晶（epitaxial growth) (主要）；
28
§2-4-4 焊接熔池凝固组织形态的 多样性
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。
打破柱状晶的 方向性，并促 使异质形核
(a) Transverse arc oscillation
(b) Circular arc oscillation
37
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
38
§2-5 焊缝中的化学不均匀性
过冷度为金属凝固的驱动
力。过冷度越大，相变驱
动力Gv 越大。
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
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
(a) 未搅拌
细小的等轴晶
(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
Arc oscillation（电弧摆动）
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）
12
=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 )
➢ 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。
G/ R
C0、R、G对晶体形貌的 综合影响示意图
16
§2-3-4 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) 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。
17
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；
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.
开始结晶的 固相成分
结晶终了的 固相成分
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
Cs* , CL*分别为固液界面固相和液相合金成分的浓度（二元相图的一部分）
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。
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(70Ni-30Cu)焊材(fcc)，得到fcc焊缝
22
§2-4-2 择优长大
温度梯度最大的方向，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>。
4
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
热力学条件：相图
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1配3 系数
§2-3-2 成分过冷对结晶形态的影 响
(a)平面晶 (b)胞状晶
G mLC0 (1 K0 )
R
K 0 DL
(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
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 Competitive Growth
23
§2-4-3 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。
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，
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
24
§2-4-3 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
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， 而保持原始成分C0。
DL/R
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
➢ 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。
(a)焊接速度大
(b)焊接速度小
26
大焊速时焊缝的纵向裂纹
纯铝的GTAW焊接
(a) 1000mm/min
(b) 250 mm/min
27
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
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。