焊接熔池凝固

焊接熔池的凝固過程2021/5/911.焊接熔池特征

熔焊時，焊接熔池的凝固過程與一些鑄造時液態(tài)金屬凝固過程沒有本質區(qū)別，因此，它也服從凝固理論的一般規(guī)律。但焊接熔池的凝固過程還有自己的一些特點。

焊接時，在高溫熱源的作用下，母材發(fā)生局部熔化，并與熔化了的焊絲金屬混合形成熔池，同時進行短暫而復雜的冶金反應。當熱源離開后，熔池金屬便開始了凝固。如圖2-56所示。因此，熔池具有下面一些特殊性。2021/5/922021/5/931.1體積小，冷卻速度大。

在一般電弧焊條件下，熔池體積最大僅可達到30cm3，重量不超過100g。熔他的冷卻速度一般可達4～100℃／s遠比一般鑄件的冷卻速度高。由于冷卻很快，溫度梯度大，故焊縫中柱狀晶得到充分發(fā)展。

1.2過熱溫度高。對一般低碳鋼或低合金鋼，熔池平均溫度可達1770±100℃，而熔滴溫度更高，約為(2300±200)℃。而一般煉鋼時，其澆注溫度僅為1550℃左右。由于液態(tài)金屬的過熱度較大，非自發(fā)形核的原始質點數將大為減少，這也促使柱狀晶的發(fā)展。2021/5/941.3動態(tài)下凝固。處于熱源移動方向前端的母材不斷熔化，連同過渡到熔池中的焊絲熔滴一起在電弧吹力作用下，對流至熔池后部。隨熱源的離去，熔池后部的液態(tài)金屬立即開始凝固，形成焊縫1.4對流強烈。熔池中存在各種作用力，如電弧的機械力、氣流吹力、電磁力，以及液態(tài)金屬中密度差別，使熔池中存在有強烈的攪拌和對流，其方向一般趨于從熔池頭部向尾部流動。2021/5/952.焊接熔池結晶2.1晶核形成焊接條件下，非自發(fā)形核的現成表面有：液態(tài)金屬中未熔化的懸浮質點；熔合區(qū)附近加熱到未熔化狀態(tài)基本金屬（BM）的晶粒表面－聯生結晶(主要）；聯生結晶示意圖2021/5/962.1.1聯生結晶（外延結晶）依附于母材晶?，F成表面而形成共同晶粒的凝固方式(a)C103合金電子束焊熔合線附近(400×).Fusionboundary(b)采用4043焊絲(Al–5Si)焊接鑄態(tài)Al–4.5Cu合金焊縫熔合線附近.2021/5/97409型鐵素體不銹鋼（bcc)采用Monel(70Ni-30Cu)焊材(fcc)，得到fcc焊縫熔合線沿熔合線新形核的晶粒2.1.2非聯生結晶當焊縫與母材晶體結構不同時，新的晶粒以半熔化區(qū)的異質點形核。2021/5/982.2晶核長大與焊接熔池邊界垂直的方向，溫度梯度G最大，散熱最快。每一種晶體結構都存在一個最優(yōu)結晶取向（樹枝晶或胞狀晶最易生長的方向）；對于fcc和bcc點陣的金屬（Fe,Ni,Cu,Al），最優(yōu)結晶取向為<100>。在凝固過程中，最優(yōu)結晶取向與與散熱最快的方向一致時，晶粒生長最快而優(yōu)先長大——擇優(yōu)長大；焊縫中柱狀晶體的選擇長大2021/5/99等溫線2.3結晶線速度設液相等溫線上任一點A的晶粒主軸，沿等溫線法線方向（S－S）生長，此方向與X軸的夾角為。設結晶速度為R，焊接速度為V，經過dt時間后，焊接熔池移動dx，A點便移至B點，A點晶粒長大至C點。當dx很小時，

ds=dxcosds/dt=dx/dt×cos

即R=vcos晶粒成長線速度分析圖結晶形態(tài)：彎曲柱狀晶2021/5/910

式中，R—晶粒成長的平均線速度

v—焊接速度

—焊接方向與熔池邊界法線方向的夾角

cos值取決于焊接參數和被焊金屬的熱物理性質。R=v·cos在熔池邊界（熔合線上）∵＝90°，∴R=0在焊縫中心（Y＝0）∵＝0°，∴R＝v.2021/5/9112.4焊接速度對晶粒生長形態(tài)的影響焊接速度大，↑，柱狀晶趨向垂直于焊縫中心線。焊速太快，最后結晶的低熔點夾雜物被推到焊縫中心，導致縱向裂紋。所以焊接速度不宜過快，尤其是焊接熱裂紋敏感性大的奧氏體鋼和鋁合金。(a)焊接速度大(b)焊接速度小2021/5/9122.5結晶形態(tài)純金屬的結晶形態(tài)(右圖所示)合金的結晶形態(tài)平面結晶胞狀晶胞狀樹枝晶柱狀樹枝晶等軸晶合金的結晶形態(tài)除了受“熱過冷”影響外，還受“成分過冷”的影響，且后者往往更重要。純金屬的結晶形態(tài)△T動力學過冷熱過冷2021/5/9132.5.1成分過冷凝固過程的溶質再分配引起固-液界面前沿的溶質富集（b圖)，導致界面前沿熔體液相線溫度發(fā)生改變的改變(c圖)。當界面前沿液相的實際溫度梯度小于界面處液相線的斜率時，是出現過冷（如圖中“G2實際”）。由溶質成分富集引起的過冷稱為“成分過冷”。成分過冷形成的條件（液相有限擴散）液相濃度分布C0液相線溫度K0<1TLTS2021/5/9142.5.2成分過冷的因素由“成分過冷”判據公式：影響成分過冷度主要因素有：工藝因素：R、G合金性質C0、mL、K0、DLC0、R、G三個主要因素的影響見右圖。C0、R、G對晶體形貌的綜合影響示意圖2021/5/9152.6枝晶間距枝晶間距是指相鄰同次枝晶間的垂直距離。一次枝晶（柱狀晶主干）間距二次枝晶間距枝晶間距越小，組織越細。二次枝晶間距d2為：冷卻速度越快（即溫度梯度G和結晶速度R越大），樹枝晶越細。2021/5/916溫度梯度G和結晶速度R對結晶組織形態(tài)和大小的影響溫度梯度G和結晶速度R

決定結晶組織；G/R決定結晶組織的形態(tài)；G×R決定結晶組織的大??；G×R小大2021/5/9173.焊縫中的化學不均勻性合金在凝固過程中發(fā)生的化學成分不均勻的現象稱為偏析。偏析主要是由于合金在凝固過程中溶質再分配和擴散不充分引起的。焊縫中的偏析主要有：顯微偏析區(qū)域偏析層狀偏析偏析會影響焊縫的性能。2021/5/9183.1顯微偏析顯微偏析是指在晶粒范圍內的化學成分不均勻現象。不同的元素其偏析程度不同。S、P、C都極易偏析的元素。在合金中，很多元素共存，使元素自身的偏析度也有較大的變化C可使S、P的偏析度增加，Ni可使S的偏析度增加Mn可降低S的偏析度晶間偏析2021/5/9193.2區(qū)域偏析焊縫結晶時，隨著柱狀晶前沿的推進長大，從而把低熔點雜質推向熔池中心，造成焊縫中心富集溶質，使焊縫結晶后在整個橫截面上的成分分布明顯不均勻的現象。加強熔池金屬的混合可改善區(qū)域偏析。電磁攪拌GTAW焊時，采用直流正流性焊接，熔深較大，混合較好。快速焊時焊縫的區(qū)域偏析（宏觀偏析）2021/5/9203.3層狀偏析結晶過程周期性變化而使得化學成分不均勻分布的現象。產生原因：凝固時結晶潛熱及熔滴過渡帶來的附加熱脈沖作用等，使熱輸入波動。結晶前沿溫度變化→結晶速度R波動→層狀偏析危害：層狀偏析不僅造成焊縫力學性能不均勻性，還可沿層狀線形成裂紋或氣孔。2021/5/921當結晶前沿溫度降低時，晶粒成長速度加快，結晶前沿的富集層來不及均勻化而被“凍結”。2021/5/9224.熔合區(qū)的化學不均勻性熔合區(qū)的定義

熔合區(qū)是指焊縫金屬與母材金屬交界的地區(qū)。由于這個區(qū)域液相與固相并存，所以又稱為半熔化區(qū)。熔合區(qū)是整個焊接接頭的薄弱部位。該區(qū)域存在嚴重的化學不均勻性。它常常是冷裂紋、再熱裂紋和脆性相的起源地。2021/5/923元素在固液界面濃度分布與該元素在固、液相中的擴散系數和分配系數有關。不均勻性程度與母材和填充金屬成分及其差異大小有關。異種鋼焊接時尤為突出。采用奧氏體鋼焊條焊接低碳鋼時熔合線附近2021/5/924增碳層脫碳層2021/5/9255.熔池凝固組織控制實際焊縫中，由于化學成分、板厚和接頭形式不同，不一定具有上述全部的凝固組織形態(tài)。特別當焊接操作規(guī)范改變時，凝固組織亦將作較大的變化。

當焊接速度增大時，焊縫中心往往容易出現大量等軸晶；當焊接速度較低時，主要為柱狀樹枝晶；焊接電流小時，主要是胞狀晶；焊接電流較大時，則轉為極大的樹枝晶。2021/5/926粗大的柱狀晶會降低焊縫金屬的強度和韌性。圖2-62既為低碳鋼堿性焊條焊接的焊縫中，晶粒粗細對沖擊韌度的影響。在穩(wěn)定型奧氏體鋼焊接時，粗大柱狀晶還是造成熱裂紋的原因之一。同時對抵抗晶間腐蝕也

不利。2021/5/927