焊接冶金原理04熔池凝固与焊缝组织1课件.pptx

1、第第4 4章熔池凝固与焊缝组织章熔池凝固与焊缝组织4.1 焊接熔池的结晶形核焊接熔池的结晶形核4.2 焊接熔池的晶核长大焊接熔池的晶核长大4.3 焊缝的凝固组织焊缝的凝固组织4.4 焊缝金属的不均匀性焊缝金属的不均匀性4.5 焊缝金属的固态转变焊缝金属的固态转变 运动状态运动状态 体积小、冷却速度大。体积小、冷却速度大。比普通钢锭的冷却速度大10000倍。熔池边缘到中心温度梯度高。过热过热焊接熔池经历高温热过程，合金元素烧损比较严重。熔池随焊接热源移动；熔池中液体金属在各种力的作用下处于流动状态。焊接熔池结晶的特点焊接熔池结晶的特点4.1 焊接焊接熔池的熔池的形核形核4.1.1自自发形核与非自

2、发形核发形核与非自发形核 自发形核是指新相晶核在液相中直接生成，即晶核由液相中的一些原子团直接形成，新相在液相中是均匀形核的，又称作均匀形核；非自发形核有时又称做异质形核，是指新相优先依附在液相中的杂质表面或外来表面形核，形核是不均匀的，也称为非均匀形核。无论是自发形核还是非自发形核，都将引起体系的自由能发生变化。一方面，从液态形成固态晶核将使体系自由能降低，是形核的驱动力；另一方面，晶核形成所构成的新的界面又会引起体系自由能增加，是形核的阻力。只有当晶核达到某一临界尺寸时，其长大才能使体系自由能降低，因而可以继续生长。根据热力学原理可以导出该临界晶核尺寸：2vrG 2mmTrHT 或 为临界

3、晶核的半径（对自发形核，为临界球形晶核半径；对非自发形核，为临界球冠状晶核的曲率半径）；为新相与液相间的界面张力；为等温、等压条件下单位体积液、固两相自由能差；为液、固两相的平衡温度；为过冷度；为体积凝固焓变（熔化潜热）。rvGmTTmH自发形核需要克服的能量为：32163vGG非自发形核需要克服的能量为：323 coscos4GG 非自发形核示意图4.1.2焊接熔池的形核机制焊接熔池的形核机制焊接熔池的结构 熔池；部分熔化区；部分凝固区1、焊接熔池的结构、焊接熔池的结构2、形核机制、形核机制熔合区基体金属表面熔合区基体金属表面 在熔合区附近被加热到半熔化状态的基体金属表面直接形核，形核所需克

4、服的能垒非常低。焊缝金属成分和晶体结构与基体（母材）金属相近甚至基本相同时，焊缝金属对基体金属表面的润湿角几乎为零。意味着新晶核的形成不需要克服任何能垒，实际上是一种直接长大，称为“联生结晶”或“外延生长”当焊缝金属成分和结构与基体差异较大时，在现有基体晶粒表面结晶形核所需要的能量仍然是比较低的，除非焊缝金属对母材完全不润湿。枝晶破碎枝晶破碎熔池内发生强烈的对流和搅拌可能使部分凝固区的枝晶破碎，可能成为新晶粒形成的晶核晶粒分离晶粒分离对流和搅拌作用还可能使部分熔化区内的晶粒分离出来，进入熔池后端，成为新晶粒形成所需要的晶核熔池形核机制示意图：(a)熔池俯视图；(b)熔池纵剖侧视图异质形核焊缝金

5、属中往往含有形成高熔点质点趋势较大的合金元素，形核发生在焊缝中心，具有细化焊缝晶粒的作用。表面形核焊接过程中，熔池后端热源位置之外的熔池表面冷却快、温度较低，容易形成深度过冷，引发表面形核。焊缝等轴晶中的异质晶核：(a)6061铝合金钨极气体保护电弧焊焊缝等轴晶中心的TiB2异质晶核；(b)AISI 430Ti铁素体不锈钢激光焊焊缝等轴晶中心的异质晶核（Ti的氮化物或氧化物）4.2 焊接焊接熔池熔池的晶核长大的晶核长大4.2.1凝固过程中的成分过冷凝固过程中的成分过冷平衡分配系数的定义：(a)1“平衡分配系数”（或称“平衡偏析系数”）在平衡凝固条件下表征了固、液两相间的溶质分配。定义平衡分配系

6、数：SLCkC考虑一个k 1的合金系，由于液相中扩散速率有限，被固相排出的溶质将在凝固界面前沿液相中形成一个聚集层。溶质富集层中任意一点的成分为：(/)011LR DxLkCCek(/)000/LR DxLCCeCkC或式中R为凝固速率，DL为液相中溶质的扩散系数，x为到凝固界面的距离当x=DL/R，降到最大值的1/e。习惯上定义溶质富集层厚度为：/LDR成分过冷的形成假定分配系数为常数，根据的几何关系不难导出固液界面前沿溶质富集层中液相线的温度分布：(/)011LR DxLAkTTmCek成分过冷形成的条件：0LxdTGdx01LmCGkRDk即 当合金系确定时，G/R值越小，越容易形成成分

7、过冷；当凝固条件（G/R）确定时，溶质含量越高，越容易形成成分过冷，液相中溶质的扩散系数越大，越容易形成成分过冷。4.2.2凝固结晶形态凝固结晶形态1、平面结晶、平面结晶当固液界面前沿温度梯度G为正且比较大时，不与固液界面前沿实际液相线温度T相交，因此不出现成分过冷现象。此时，凝固所释放的热量全部靠界面后方的固体输运，使结晶界面缓慢地向前推移，结晶呈平面形态，称为平面结晶。平面结晶：(a)成分过冷条件；(b)结晶形态2、胞状结晶、胞状结晶当液固前沿温度梯度G与实际液相线温度T有少量的相交，即具有较小成分过冷时，便出现胞状结晶。此时平面结晶界面处于不稳定的状态，凝固界面长出许多平行束状的芽胞伸入

8、过冷的液体内，断面是六角形的胞状结晶形态，如同细胞或蜂窝状。胞状结晶形态：(a)成分过冷条件；(b)结晶形态3、胞状树枝结晶胞状树枝结晶 当成分过冷较大时，界面上凸起部分能够深入液体内部较长的距离。与此同时，凸起部分也向周围排释溶质，于是在横向也产生了成分过冷，从主干向横向方向伸出短小的二次横枝。但由于主干的间距较小，所以二次横枝也比较短，这样就形成了特殊的胞状树结晶。胞状树枝结晶形态：(a)成分过冷条件；(b)结晶形态4、树枝状结晶树枝状结晶 当成分过冷进一步增大，即固液前沿温度梯度G与实际液相线温度T相交的面积很大时，在一个晶体内除产生一个很长的主干之外，还向四周伸出二次横枝，因而形成了明

9、显的树枝状结晶树枝结晶形态：(a)成分过冷条件；(b)结晶形态5、等轴结晶等轴结晶 当液相中的温度梯度G很小，能在液相中形成很宽的成分过冷区，此时不仅在结晶前沿形成树状结晶，同时也能在液相的内部生核，产生新的晶核。这些晶核的四周不受阻碍，可以自由成长，形成等轴晶。等轴结晶形态：(a)成分过冷条件；(b)结晶形态四溴化碳的平面结晶四溴化碳的胞状结晶四溴化碳的树枝状结晶环已醇的等轴枝晶结晶G、R和 C0对焊缝结晶形态的影响结晶形态取决于液固界面前沿的成分过冷程度，对于一个确定的合金系，成分过冷的程度与固液界面前沿温度梯度、凝固速率 和合金中溶质的浓度 的综合作用：当结晶速度 和温度梯度确定时，随合

10、金中溶质浓度的提高，则成分过冷增加，从而使结晶形态由平面晶变为胞状晶、胞状树枝晶、树枝次晶、最后到等轴晶；当合金中溶质的浓 一定时，结晶速度 越快，成分过冷的程度越大，结晶形态也可由平面晶过渡到胞晶、树枝状晶、最后到等轴晶；当合金中溶质浓度 和结晶速度 一定时，随液相温度梯度的提高，成分过冷的程度减小，结晶形态由等轴晶、树枝晶逐步演变到平面晶。4.2.3焊接熔池结晶形态焊接熔池结晶形态熔池温度分布示意图熔池从t到t+dt时刻的移动距离与熔池后端边界上任一点 P在相同时间内的凝固距离之间的关系，有：coscos()nR dtVdtRdtcoscos()VR整理得 和 通常差异并不大。当 时：co

11、sRV凝固速率R与焊接速度V的关系熔池后端边界上温度梯度G和凝固速率R的分布示意图cosRV 在焊缝中心线熔池边界C点，R最大，而G最小；在焊缝两侧熔池边界B点，R最小，而G最大。从焊缝两侧熔池边界到焊缝中心线熔池边界，成分过冷的程度是增大的；在焊缝两侧熔池边界位置，几乎不存在成分过冷，而在焊缝中心线熔池边界位置，成分过冷非常大。焊接熔池结晶形态的分布 在焊缝两侧熔池边界，由于基本不存在成分过冷，凝固结晶只能以平面形态缓慢推进；而在焊缝中心线熔池边界，由于过冷度非常大，凝固常常以等轴晶（等轴树枝晶）形态进行；从焊缝两侧熔池边界位置到焊缝中心线熔池边界位置，显微结晶形态依次是平面晶、胞状晶、树枝

12、晶和等轴晶等，在胞状晶和树枝状晶之间，有时还会出现胞状树枝晶。其中，平面晶、胞状晶、胞状树枝晶和树枝晶均呈现柱状晶形态。4.2.3联生结晶与竞争生长联生结晶与竞争生长 当焊缝金属成分和晶体结构与基体（母材）金属相近甚至基本相同时，熔池凝固过程中最常见的一种形核机制是在熔合区附近被加热到半熔化状态的基体金属晶粒表面直接形核，这种熔化的焊缝金属直接在现有晶粒上长大的现象，称为“联生结晶联生结晶”或“外延生长外延生长”。竞争生长：竞争生长：在熔池凝固过程中，那些最容易生长方向与最大温度梯度方向一致的晶粒生长最快，因此能够得到充分生长，可以从熔化边界一直长到焊缝中心，形成粗大的柱状晶。而一些最容易生长方向与最大温度梯度方向不一致的晶粒，因生长速度较慢，在成长过程中将被排挤，最终停止生长。焊缝中的联生结晶与竞争生长示意图Ti5Al5V5Mo3Cr合金电子束焊缝中的联生结晶LD10CS铝合金高频直流脉冲氦弧焊焊缝中的联生结晶碳钢表面钨极氩弧焊熔敷Stellite+WC 焊缝中的竞争生长