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熔池凝固和焊缝固态相变

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第二章 焊接熔池凝固

第二章 焊接熔池凝固
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

焊接冶金学基本原理-第3章 熔池凝固和焊缝固态相变

焊接冶金学基本原理-第3章 熔池凝固和焊缝固态相变
薄板上自动焊： cos1Aq TM21 KK 2y 2y12
School of Material and Chemical Engineering
西安工业大学材化学院
焊接冶金学--基本原理
第3章 熔池凝《固和焊焊接缝成固形态原相理变》 The Principle of Welding
结论：
（1） 晶粒成长的平均线速度是变化的，在熔合线上最小，在焊 缝中心最大，vc=0～v。 Ky=1， cosθ=0, θ =90°,Vc=0, 说明熔合区上晶粒开始成长 的瞬间，成长的方向垂直于熔合区，晶粒成长的平均线速度等 于零。
西安工业大学材化学院
焊接冶金学--基本原理
第3章 熔池凝《固和焊焊接缝成固形态原相理变》 The Principle of Welding
焊接冶金学主要内容
❖焊接接头形成 以熔化焊为例，焊接过 程经过了
焊接热过程 焊接化学冶金过程 焊缝结晶及焊接组织 焊接热影响区的组织与性能 焊接裂纹
❖加热— ❖熔化— ❖冶金反应— ❖结晶— ❖固态相变—
西安工业大学材化学院
焊接冶金学--基本原理 2.熔池中晶核的长大
第3章 熔池凝《固和焊焊接缝成固形态原相理变》 The Principle of Welding
a 联生结晶起主导作用
b 当晶体最易长大方向（bcc，fcc <100>方向）与散热最快方 向（温度梯度）相一致，最有利长大。
School of Material and Chemical Engineering
180)
EK ' EK
23coscos3
4
EKf( )
θ：非自发晶核的浸润角
f(θ)=0~1。如θ=10°，f(θ)=0.0017

熔池凝固-吴正权.ppt

熔池凝固-吴正权.ppt

1.正温度梯度 在这种情况下由于液体金属的温度高， 过冷度小或为负，使伸入液体金属内部的晶体成长 缓慢，故形成平滑的晶界
2.负温度梯度 由于液体内部的温度比界面低，过冷 度大，因而伸入液体金属内部的晶体成长速度很快， 除了主干之外，还有分枝，形成所谓树枝状晶
（二）固溶体合金的结晶形态
由于温度过冷和成分过冷，因此合金结晶时不必很大 的过冷度就可以出现树枝状晶。而且随过冷的不同， 晶体成长亦出现不同的结晶形态。
（三）成分过冷对结晶形态的影响
过冷程度的不同，焊缝组织出现不同的形态：
1.平面结晶 当液相的正温度梯度结晶呈平面形态， 这种平面结晶多发生在高纯度的焊缝金属，如纯铌 板氩弧焊时，就是以平面结晶的形态进行长大。
2.胞状结晶 当温度梯度G与实际结晶温度T不少量的 相交，即具有较小的成分过冷的条件下，便出现胞 状结晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
熔池凝固过程对焊缝金属的组织、性能具有重要的 影响。焊接过程中，由于熔池中的冶金条件和冷 却条件的不同，可得到性能差异甚大的组织，同 时有许多缺陷是在熔池凝固的过程中产生，如气 孔、夹杂、偏析和结晶裂纹等。
第一节 熔 池 凝 固
一、熔池的凝固条件和特点
1．熔池的体积小，冷却速度大
二、熔池结晶的一般规律 熔池金属的结晶也是生核和晶核长大的过程。 （一）熔池中晶核的形成 晶核有两种：自发晶核和非自发晶核。 在焊接条件下，熔池中存在是合金元素或杂质的悬浮 质点和熔合区附近加热到半熔化状态基本金属的晶 粒，非自发晶核就依附在它们的表面上，并以柱状 晶的形态向焊缝中心成长。
熔合区母材晶粒上 成长的柱状晶
快速焊时柱状晶的成长 大焊速时焊缝的纵向裂纹
四、熔池结晶的形态
焊缝中的晶体形态主要是柱状晶和少量等轴晶。每个 柱状晶内还有不同的结晶形态（如平面晶、胞晶和树 枝状晶等），而等轴晶内一般都呈现树枝晶。这些柱 状或等轴晶内部的微观形状称为亚晶。 （一）纯金属的结晶形态 由于在纯金属凝固（结晶）过程中不存在化学成分变 化，因此整个液体中的凝固点为恒定的温度，而过冷 度的大小只决定于温度的梯度。即液相中的过冷度取 决于造成实际结晶温度低于凝固点的冷却条件，例如 冷却速度越大，过冷度越大。

熔池凝固和焊缝固态相变ppt课件

熔池凝固和焊缝固态相变ppt课件
41
碳迁移过渡层的形成
是α类钢(体心立方 的珠光体钢)与γ类 钢(面心立方的奥氏 体钢)焊接时出现的 一种熔合区碳迁移 现象。
碳在α—Fe中的扩散活 动能力均比在γ—Fe中 大得多
42
43
晶界液化现象
在近缝区，特别是在半熔化区，常可因下一些过 程而促使产生化学不均匀性。
晶界发生迁移，从而使最易扩散活动的物质(C， S，P等)易于被推动而析集干晶界；
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.
32
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, 越先靠近熔合 线处越清析，远离熔合线不清晰，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。
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。
9
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。
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。
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。
13
14

HAZ的组织和性能—熔池凝固与固态相变

HAZ的组织和性能—熔池凝固与固态相变

§1.1 熔池凝固
(3) 晶粒长大的能量
晶粒长大需要能量： (1) 因体积长大而是体系自由能下降； (2) 因长大而产生的新固相表面使体系自由能 的升高。
晶粒长大时所增加的表面能比形核时要小，因
此长大比形核所需要的过冷度要小。
焊缝金属：开始凝固时并不需要形核，而是在
母材基体上联生长大。
Part III HAZ的组织与性能
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
2、熔池结晶的特征
过冷度是液态金属凝固的必要条件，在一定范围内 过冷度越大，固液两相的自由能相差越大，越有利 于液态金属的凝固结晶——焊接具有大的过冷度。
(1) 形核
熔池金属过热度大不能自发形核，以非自发形
核为主: a. 固相质点（较少）
b. 半熔化状态母材界面上的联生结晶(主要)
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(1) 形核
联生结晶的示意图
不锈钢自动焊时的联生结晶
Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 晶粒长大——择优长大
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，有的一直向焊缝中部发展；有的只长大
§1.1 熔池凝固
(2) 焊接工艺参数对结晶线速度的影响
v对生长方向的影响： v↑, θ↑, 晶粒生长主轴越垂直于焊缝中心线; v↓, 晶粒主轴成长方向约弯曲。
(a) 偏向晶 (b) 定向晶 焊接速度对晶粒长大趋向的影响示意图 Part III HAZ的组织与性能
§1.1 熔池凝固
(2) 焊接工艺参数对结晶线速度的影响
§1.1 熔池凝固

三、熔池凝固与相变(2010)

三、熔池凝固与相变(2010)

二、 低合金钢焊缝固态相变组织
根据焊缝化学成分和冷却条件不同，可能有F体、P体、B 体和M体四种A体固态转变组织。 1 F体转变（碳当量较低，冷速低时） 当A体冷至A3线时，在A体晶界 上，F体开始生核、长大。
铁素体F转变（1）
（1） 若A体在较高温度下开始转变（770～680℃），则生成 先共析铁素体（PF: proeuctoid ferrite），也称为晶界铁素体 （GBF: grain bound ferrite）。PF呈细条状或块状分布在A体晶 界（图3－44）。
*
铁素体F转变（2）
（ 2 ） 若 A 体在 700 ～ 550℃开始 转变，则生成侧板条铁素体 （FSP：ferrite side plate），呈镐 牙状进入 A 体晶粒内部 （图 3 － 45） 。 （3）若A体在500℃附近开始转变， 则生成针状铁素体（AF：acicular ferrite），此时F体以针状在A体晶 粒内部分布（图3－46）。 FSP和AF组织都是属于类魏氏组织。
式中：vc －晶粒生长平均线速度；v－焊接速度。
熔池结晶线速度（2） 由此式可见: 晶粒生长的平均线速度是变化的，结晶初期速度 最小，在焊缝中心结晶速度最大； 焊接速度越快，晶粒生长的平均速度越快，此时晶粒主轴垂直 于焊缝中心线（图3－10,11），容易造成焊缝中心裂纹（图3－12）。
熔池结晶线速度（3） 晶粒生长的线速度围绕着平均速度做 波浪式变化，振幅越来越小，最后趋近 平均速度（图3－14）。
成分过冷对结晶形态的影响（2） （2）胞状结晶：G与T有少量的相交，此时出现胞状结晶 （图3－20,21）。
成分过冷对结晶形态的影响（3）
（ 3 ）胞状树枝晶： G 再小，界面上凸起部分能够伸入液体内 部较长的距离，凸起的部分在横向也存在成分过冷，生成二次 横枝，形成胞状树枝晶（图3－22，23）。

第三章 焊池凝固和焊缝固态相变

14
定向凝固-溶质再分配-成分过冷
15
成分过冷的程度与结晶形态的变化
从 a ~ d， 成分过冷增加
源于《Welding Metallurgy》 (Kou, 2002)
16
（三）成分过冷条件对结晶形态的影响
• 1、 温度梯度G＞0，平面结晶，图3-18
• 2、温度梯度G与实际结晶温度T有少量相交，胞状结
源于《Welding Metallurgy》 (Kou, 2002) 9
三、熔池结晶线速度
• 柱状晶体的成长：
• 一般讲，熔池晶粒生长的主轴是弯曲的；图3-7
• 与焊接速度有密切关系，图3-8
• 公式推导——
ds dx cos
两端同时除以dt
ds dx cos
dt dt
晶粒生长的平均线速度：c cos — —焊接速度
• 偏析：凝固后微观到宏观尺度上化学成分的不均匀叫~。
材料成型及控制工程 0707、0708班 0804~0806班，0904~0906班
1
熔池的形状
• 半个双椭球模型
2
第一节 熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点
1 焊接熔池体积小，冷却速度高；
➢ 一般小于100g，或30cm3 ，平均4~100 ℃ /s，约为铸造的104。
2 焊接熔池的液态金属处于过热状态
➢ 一般钢材熔池温度平均1770 ±100℃ ➢ 熔池边界的温度梯度比铸造时高103 –104倍。
3 熔池在运动状态下结晶
➢ 结晶前沿随热源同步运动 ➢ 液态金属受到各种力的搅拌运动 ➢ 熔池金属存在对流运动 ➢ 在运动状态下凝固，凝固速度高，常比铸造的高10~100倍。
（4 熔池界面的导热条件好）
20

第三章 焊池凝固和焊缝固态相变

晶，图3-20
• 3、 G—T相交较大，胞状树枝结晶，图3-22 • 4、 G—T相交很大，树枝状结晶，图3-24
• 5、两线平行，等轴结晶，图3-26
• 冷却条件和结晶形态比对
17
1、 温度梯度G＞0，平面结晶
18
2、温度梯度G与实际结晶温度T有少量相 交，胞状结晶
19
G—T相交较大，胞状树枝结晶
✓El、焊缝的位置、搅拌如何、振动？
7
择优生长
当母材金属（Fe, Ni, Cu, Al）晶粒取向<001> 与导热最快的方向（温度 梯度G最大）一致时，垂 直熔池边界时，晶粒生长 最快而优先长大。
常规速度焊接 较高速度焊接
8
高低速焊接的焊缝 TIG，99.96 w% Al
1M/min
0.25M/min
可以分成两类：上贝氏体和下贝氏体。
44
（三）贝氏体转变
《贝氏体与贝氏体相变》\ 刘宗昌
❖贝氏体：过冷奥氏体在中温区域转变而成的铁素体 和渗碳体两相混合组织（有时可能有奥氏体）。
1 上贝氏体——呈羽毛状
-温度：550-450 ℃；
-位置：沿奥氏体晶界析出
-形态：平行的条状铁素体之间分布有渗碳体 图3-50a）
❖——铁素体和渗碳体两相层状混合物
❖A来r1不~5及50进℃行时，P体P体扩转散变转受变到，抑焊制接，冷但速扩下大，了扩F散、 B体的转变区域；
❖按P体片层的细密程度，珠光体又分为： ❖层状珠光体 图3-49 a） ❖粒状珠光体——称为屈氏体 图3-49 b） ❖细珠光体——称为索氏体 图3-49 c）
多因素相关！
11
四、熔池结晶的形态
• 熔池中不同部位温度梯度和结晶速度不同，成分过冷的分 布不同，形成的晶体亦不同；

熔焊原理第四章


熔池的凝固与焊缝金属的固态相变
一、熔池凝固(一次结晶)的特点 1、熔池的体积小，冷却速度大。平均冷却速度约为 4～100℃/s。 2、熔池的温度分布不均匀，从熔池中心到边缘存在很 大的温度梯度。 3、熔池是在运动的状态下结晶的。熔池液态金属流动 的总趋势是从熔池的头部向尾部流动。 4、焊接熔池凝固以熔化母材为基础。
焊接热影响区
三、 焊接热影响区的组织
☆母材的成分不同，焊接热影响区各点经受的热 循环不同，焊后发生组织和性能的变化也不相同。
1.不易淬火钢热影响区的组织和性能
低碳钢和低合金高强钢(Q345、Q390)
(1)过热区 过热区紧邻熔合区，加热温度范围为 1100～1490℃。由于温度高，奥氏体晶粒严重长大， 冷却后获得晶粒粗大的过热组织，有时，还会出现 魏氏组织。因此，该区塑性和韧性都很低，其韧性 比母材金属低20%～30%，是热影响区中的薄弱环节
焊接热影响区
2、焊接热影响区的脆化
（1）粗晶脆化 由于晶粒严重粗化造成，晶粒尺寸↑脆化↑ 主要原因：过热奥氏体晶粒长大，冷却后形成粗大的 魏氏组织。 措施：小的焊接热输入，加入合金元素，如Ti、Nb、 Mo、V、W、Cr 。 （2）组织脆化 淬火脆化：焊接含碳量和合金元素较高的易淬火钢， 形成马氏体组织。 预防：降低冷却速度。大热输入、预热、后热
熔池的凝固与焊缝金属的固态相变
2、低合金钢焊缝的固态相变组织 低合金钢焊缝固态相变的情况比低碳钢复杂得多， 除铁素体与珠光体转变外，还可能出现贝氏体与马 氏体转变。 母材强度不高时(如Q295、Q345)，焊缝中的碳和合金 元素均接近于低碳钢，焊缝的二次结晶组织通常为 铁素体+珠光体 焊缝中合金元素的种类及数量较多，二次结晶组织可 以是铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体或单一的马氏 体

3熔池凝固和焊缝固态相变

令AC’弧=ds， 则ds=dxcosθ， ds/dt=dx/dtcosθ, Vs=Vcosθ
Vs-晶粒成长平均线速度；V-焊接速度；cosθ取决于焊接规范和材料 的热物理性质及形状。
晶粒成长的平均线速度，决定于cosθ值. Vc=Vcosθ
薄板
cos
1
A
q TM
2
1
K
2 y
K
2 y
1/ 2
– 合金元素的烧损比较严重，使熔池 中非自发形核的质点大为减少（柱状晶的形成原因之一）。
3.熔池是在运动状态下结晶（如图3-2） 熔池以等速随热源移动，熔化和凝 固同时进行。气体吹力，焊条摆动、 内部气体逸出等产生搅拌作用，利 于排除气体和夹杂，有利于得到致 密而性能好的焊缝。
4 联生结晶 熔池壁相当于铸型壁，熔池 内金属和熔池壁局部熔化的母材在凝固 过程中长成共同晶粒（体）。熔池壁作 为非自发形核的基底。
厚板对于co厚s 大1件 A
qv aTM
K
2 y
K
2 z
1
K
2 y
K
2 z
1/ 2
1 晶粒成长的平均线速度是变 化的
当Y=OB时，Ky=1，cosθ=0，θ=90º， Vc=0，
Y=0时，cosθ=1，θ=0，Vc=V Y=OB~0时,θ=90º~0º，Vc=0~V，晶 粒成长方向和线速度都是变化，熔 合线上最小，在焊缝中心最大，为 焊速。
• 与此同时，进行了短暂而复杂的冶金反应 。
• 当焊接热源离开以后，熔池金属便开始凝 固（结晶），如图3-1。
熔池凝固过程的研究目的：
• 熔池凝固过程对焊缝金属的组织、性能具有重要影响。 • 焊接工程中，由于熔池 中的冶金条件和冷却条件不同，可得到性能
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第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
25
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 胞状晶，中心为等轴晶
2、焊接速度的影响
V↑，熔池中心出现等轴晶。 V小，熔合线附近出现胞状树枝晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
26
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。
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。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
10
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。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
6
1.生核
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)自发晶核
自发临界晶核所需的能量
Er 16 3 3Fr2
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` 16 3 23cos cos3
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
3
§3-1 熔池凝固
一、熔池的凝固条件和特点
1. 熔池体积小，冷却速度大 2．熔池中的液态金属处于过热状态 3．熔池在运动状态下结晶
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
4
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
5
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。
k
3 Fr 2
4
θ：非自发晶核的浸润角
θ=0℃ EK`=0
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
8
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，正是固液相的相界石，熔池边界半 熔化的母材晶粒表面为新相晶核的“基 底”。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
9
2．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，有的一直向焊缝 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
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
27
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
28
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
29
五、焊缝金属的化学不均匀性
（一） 焊缝中的化学不均匀性
薄板上自动焊接
cos
1 A
q
hTm
2
ky2
1 k y 2



1 2
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
13
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。
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
11
三、熔池结晶线速度
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
12
在厚大焊件的表面上快速堆焊
cos 1 A
α：热扩散率
q
KY 2 K22
a（TMcm12/sK）Y 2 K22

1 2
vc : 晶粒成长的平均速度 v : 焊速
θ: v0和vc的夹角
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
14
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
15
四、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）液相温度固相，过冷度小，结晶缓 慢，形成平面晶。
② G<0液体内部温度比界面低，进过冷度 大，晶粒成长速度大，形成树枝晶。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
成成分过冷，由于过冷成度不同形成
不同的结晶形态。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
18
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。
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
19
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
16
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
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
17
（二）．固溶体合金的结晶形态
在任意T，溶质B在液态A是的浓度为
CL`，在固态A中浓度为CS，分配系数
K CS
0
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
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：过冷度大。 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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（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
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
第一节 第二节 第三节 第四节
熔池凝固 焊缝固态相变 焊缝中的气孔和夹杂 焊缝性能的控制
第三章 熔池凝固和焊缝固态相变
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重点内容
1、熔池凝固条件和特点及一般规律 2、各钢种焊缝的固态相变组织的转变 3、焊缝中的气孔和夹杂问题 4、焊缝性能问题讨论
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2、 胞状结晶
产生条件：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：过冷度稍大。 特征：主干四周伸出短小二次横枝，纵向 树枝晶断面胞状。
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4、 树枝状结晶
产生条件：过冷度圈较大。 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。