华中科技大学-材料成型原理考试重点

材料成型原理复习

第一篇 第一章 液态金属的结构和性质 1.凝固不过只是一种相变过程，即物质从液态转变成固态的过程称为凝固。 2.相变不只是发生在固相、液相、气相三相之间，在固相中间也是会有相变，即同素异构 转变。 3.对金属晶体加热以后，晶体受热膨胀，若对晶体进一步加热，则达到激活能数值的原子 数量也进一步增加。原子离开点阵后，即留下自由点阵—空穴。 空穴的产生，造成局部地区的势垒的减少，使得邻近的原子进入空穴位臵，这样就是造成 空穴的位移。在熔点附近，空穴数目可以达到原子总数的 1%。这样在实际晶体中，除按一 定点阵排列外，尚有离位原子与空穴。 当这些原子的数量达到某一数量值时， 首先在晶界处的原子跨越势垒而处于激活状态， 以 致能脱离晶粒的表面而向邻近的晶粒跳跃， 导致原有晶粒失去固定形状与尺寸， 晶粒间可出 现相对流动，称为晶界粘性流动。 液态金属中的原子排列， 在几个原子间距的小范围内与固态原子基本一致， 而远离原子后 就完全不同于固态，这个就称为―近程有序‖、―远程无序‖。固态的原子为远程有序。 4.在熔点温度的固态变为同温度的液态时，金属要吸收大量的热量，称为熔化潜热。 5.固态金属的加热熔化符合热力学规律：Eq=d(U+pV)=dU+pdV=dH dS=Eq/T,其大小描述了金属由固态变成液态时原子由规则排列变成非规则排列的紊乱程 度。 6.熵值变化是系统结构紊乱性变化的量度。 7.液态金属的结构：纯金属结构是由原子集团、游离原子和空穴组成；液态金属的结构是 不稳定的，而是处于瞬息万变的状态，这种原子集团与空穴的变化现象称为―结构起伏‖，同 时还存在大量的能量起伏。 实际液态金属极其复杂，其中包括各种化学成分的原子集团、游离原子、空穴、夹杂物及 气泡，是一种―浑浊‖的液体。存在温度起伏、结构起伏和成分起伏。 8.液态金属的性质：⑴粘度：实质上就是原子间作用力，影响因素①化学成分 一般的难 熔化合物的物体粘度高，而熔点低的共晶成分合金的粘度低；②温度 液态金属的粘度随温 度的升高而降低； ③非金属夹杂物 液态金属中固态的非金属夹杂物使液态金属的粘度增加， 主要是因为夹杂物的存在使液态金属成为不均匀的多相体系， 液相流动时的内摩擦力增加所 致。意义：①对液态金属净化的影响；上浮的动力 F=V(γ1-γ2)，半径在 0.1cm 以下的球形杂 质阻力 Fc=6πrνη，由此可知速度，此即斯托克斯公式；②对液态合金流动阻力的影响；当 液体以层流方式流动时， 阻力系数大， 流动阻力大， 因此在成型过程中以紊流方式流

动最好； ③对液态金属中液态合金对流的影响， 液态金属在冷却和凝固过程中， 由于存在温度差和浓 度差而产生浮力，它是液态合金对流的驱动力，当浮力大于或等于粘滞力时则产生对流，粘 度越大对流强度越小。 ⑵表面张力液体或固体同空气或真空接触的界面叫表面，一小部分的液体单独在大气中 出现时，力图保持球形状态，说明总有一个力的作用使其趋向球状，这个力称为表面张力。 液体内部分子或原子处于力的平衡状态，而表面层上的分子或原子受力不均匀，结果产 生指向液体内部的合力，此即表面张力产生的根源。 ΔW=ζΔA=ΔGb，即为单元 面积的自由能，界面能 ζAB=ζA+ζB―WAB  SL   Sc   Lc cos  影响表面张力的因素①熔点，表面张力的实质是质点间的作用力，故原子间结合力大的物 质，其熔点、沸点高，则表面张力往往越大。②温度 大部分金属和合金，如铝、镁，锌等， 其表面张力随温度升高而降低，因为温度升高使液体质点间结合力减弱。③溶质元素 溶质 元素对表面张力的影响分为两类，使表面张力降低的溶质元素叫做表面活性元素，―活性‖

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之义表面含量大于内部含量，称为正吸附元素；提高表面张力的元素称为非表面活性元素， 其表面的含量少于内部含量，称为负吸附元素。⑶材料加工中毛细现象，主要是由表面张力 控制，弯曲液面附加压力 ΔP=ζ（1/R1+1/R2）,润湿时 h=2ζcosθ/ρgr，不润湿时 h=-2ζcosθ/ρgr， 可见 r 很小时，将产生很大的附加压力，因此浇注薄小铸件时，必须提高浇注温度和压力。 9.流变铸造是金属或合金在凝固温度区间给以强烈的搅拌， 使晶体的生长形态发生变化， 由本来是静止状态的树枝晶转变为梅花状或接近球形的晶粒，这样的浆料半固态金属或合 金，其流变性发生剧变，已不再是牛顿型流体，而如宾汉体的流变性，将通过机械搅拌或电 磁搅拌等方法制备的半固态浆料移送到压铸机等成型设备中， 然后压铸或挤压至金属模具中 成形为零件。 第二章 液态成形中的流动和传热 1.液态成形就是将熔化的金属或合金在重力或其他外力的作用下注入铸型的型腔中， 待其 冷却凝固后获得与型腔形状相同的铸件的一种成形方法。 2.液态金属的充型能力首先取决于液态金属本身的流动能力，同时又和外界条件密切相 关，是各种因素的综合反映。 液态金属本身的流动能力称为―流动性‖， 是由液态金属的成分、 温度、 杂质含量等决定的， 而与外界因素无关，因此流动性也是可以认为是确定条件下的充型能力。 影响充型能力的因素及促进措施：其是通过两个途径

发生作用的：影响金属与铸型之间的 热交换条件，从而改变金属液的流动时间；影响金属液在铸型中的水力学条件，从而改变金 属液的流速 第一类因素—金属性质方面的因素：①金属的密度；②金属的比热容；③金属的热导率； ④金属的结晶潜热 L；⑤金属的粘度；⑥金属的表面张力；⑦金属的结晶特点 第二类因素—铸型性质方面的因素：①铸型的蓄热系数 b2；②铸型的密度；③铸型的比 热容；④铸型的热导率；⑤铸型的温度；⑥铸型的涂料层；⑦铸型的发气性和透气性 第三类因素—浇注条件方面的因素：①液态金属的浇注温度；②液态金属的静压头 H；③ 浇注系统中压头损失总和；④外力场（压力、真空、离心、振动等） 第四类因素—铸件结构方面的因素： ①铸件的折算厚度 R；②由铸件结构所规定的型腔的 复杂程度引起的压头损失 具体的因素的影响：结晶潜热对于纯金属和共晶成分的合金，一般的浇注条件下，是一个 重要因素，凝固过程中释放的潜热越多，则凝固进行的越缓慢，流动性越好，对于结晶温度 范围较宽的合金，散失一部分潜热后，晶粒就连成网络而阻塞流动，大部分结晶潜热的作用 不能发挥，所以对流动性影响不大；比热容和密度较大的合金，因本身含有较多的热量，在 相同的过热度下，保持液态时间长，流动性好，热导率小的合金，热量散失慢，保持流动的 时间长，热导率小，在凝固期间凝固并存的两相区小，流动阻力小，故流动性好；铸型的蓄 热系数表示铸型从其中的金属中吸取并存储于本身中热量的能力， 蓄热系数越大， 充型能力 下降；浇注温度越高，充型能力越好，在一定范围内，充型能力随浇注温度的提高而直线上 升，超过某界限后，由于金属吸气多，氧化严重，充型能力提高的幅度越来越小；充型压头 越大， 浇注系统结构越简单，充型能力越好；铸件的折算厚度越小， 越不容易充满， 越复杂， 流动阻力大，填充困难 3.液态金属凝固过程中的液体流动主要包括自然对流和强迫对流。 自然对流是由密度差和 凝固收缩所引起的流动，由密度差引起的对流称为浮力流，凝固过程中由传热、传质和溶质 再分配引起液态合金密度的不均匀，密度小的液相上浮，密度大的液相下沉，称为双扩散对 流，凝固及收缩引起的对流主要发生在枝晶之间 强迫对流是由液体受到各种方式的驱动力而产生的流动，如压力头、机械搅动、铸型振动 以及外加电磁场等。

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4.液体在枝晶间的流动驱动力主要来自三个方面：凝固时的收缩、由于液态成分变化引起 的密度改变以及液体和固体冷却时

各自收缩所产生的力。 5.传热的三种基本方式：传导传热、对流换热和辐射换热，液态金属中的过热热量和凝固 潜热，主要是以热传导的方式向铸型外释放；铸件在凝固过程中会释放出大量的潜热，铸件 凝固冷却的过程实质上是铸件内部过热热量（显热）和潜热不断向外散失的过程。其中过热 的热量仅占 20%，凝固潜热 80%。 6.铸件的凝固时间：液态金属充满铸型的时刻至凝固完毕所需要的时间；单位时间凝固层 增长的厚度称为凝固速度。 铸件凝固平方根定律：设时间 t 内半无限大平板铸件凝固厚度 为 ξ，则 t=ξξ/KK,式中 K 为凝固系数，平方根定律比较适合于大平板和结晶间隔小的合金 铸件，对于任意形状铸件，其体积为 V，表面积 S，这时其凝固厚度 ξ 可用 R=V/S，代替即 t=RR/KK,R 称为折算厚度，此为折算厚度原则。 7.影响铸件凝固的因素：合金的化学成分；铸件断面上的温度梯度 第三章 液态金属的凝固形核生长方式 1.液态金属转变成固态的过程称为液态金属的凝固，或叫做金属的一次结晶。 2.液态金属的凝固过程是一种相变，据热力学分析，它是一个降低系统自由能的自发进行 的过程，系统的吉布斯自由能为：G=H-TS，H 式中为焓；T 为热力学温度；S 为熵，结构 高度紊乱的液相具有更高的熵值，液相的 G 将以更大的速率下降，低温下固相的自由能低 于液相，并于某一温度的时候相交，二者的吉布斯自由能的差值为 ΔGv=GL-Gs=（HL-Hs） -T(SL-Ss)，有 HL-Hs=L, SL-Ss=ΔS，L 为结晶潜热，ΔS 为熔化熵，ΔGv=0 时有 ΔS=L/Tm， 所以就是有 ΔGv=LΔT/Tm，式中 ΔT=Tm-T，为过冷度，金属凝固时的驱动力是由过冷提供 的，过冷度越大，驱动力越大。 凝固过程中要克服热力学障碍和动力学障碍，主要是液态金属中的成分、温度、能量的不 均匀而存在成分、相结构、能量三个起伏来克服。 （由相变动力学理论，液态金属中原子在 结晶过程中高能态的液态原子变成低能态的固态中的原子， 必须跨过能态更高的的高能态 ΔGv 区，高能态区即为固态晶粒与液态相间的界面界面具有界面能，它使体系的自由能增 加。生核或晶体的长大，是液态中的原子不断地向前推进的过程。这样只有液态金属中那些 具有高能态的原子或者是被―激活‖的原子才能越过高能态界面变成固体中的原子， 完成凝固 过程，ΔGv 称为动力学障碍） 热力学障碍是由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生的，它直接影响到系统自 由能的大小， 界面自由能既是这样的情况。 动力学障碍是由金属原子穿越界面过程所引起的， 它与驱动力大小无关，而仅仅取决于界面的结构和性质。 3.亚

稳态的液态金属通过起伏作用在某些微观小区域内生成稳定存在的晶态小质点的过 程称为形核。其条件有：必须处于亚稳态以提供相变驱动力；其次就是要通过起伏作用克服 能障。 4.均质形核：在没有任何外来界面的均匀熔体中的形核过程。均质形核在熔体各处概率相 同，热力能障比较大。 5.异质形核：在不均匀的熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底进行形核的过程。 6.均质形核：ζcl 为固相核心与液体间界面能，对其求导就可以知道临界半径以及临界形 核功。  G   G 均  V  G V    临界形核功等于表面能的 1/3。由液态金属中的能量起伏提供 4 3 2 其形核速率为单位时间、单位体积生成固相核心数目。    r  G V  4  r  CL 3 I 均=foN*（N*为单位体积液相为临界半径的原子团数目，fo dG均 为单位时间转移到一个晶核上的原子数目） 2 C L 2 C L T m * 0 r   7.异质形核：⑴实际液态金属或合金中存在大量高熔点既不熔化 d r Gv L  T

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又不溶解的夹杂物可作为形核基底。

3 3 2  Lc 2  Lc T m   4 r   2  3 cos   cos   * 2 r异    G 异＝   G V  4  r  LC    Gv L  T 4  3  

⑵异质形核影响因素：①过冷度，过冷度越大，形核速率越快；②界面：界面由夹杂物的 特性、形态和数量来决定，根据夹杂物的晶体结构俩确定，当界面两侧夹杂物和晶核的原子 排列方式相似，原子间距相近，或在一定范围内成比例，就可能出现界面共格对应，可用点 阵失配度 δ 来衡量 aS  aC   当 δ≤0.05 时，称完全共格界面，其界面能 σCS 较低，衬底 aC 促进非均匀形核的能力很强。 当 0.05

，以小平面生长，界面的平衡结构是界面能 最低的结构。在平整界面上随机添加固相原子使粗糙化，其自由能变化相对量为

Gs N kT m    x (1  x )  x ln x  (1  x ) ln (1  x )

 

L

kT m 

n ( )

Ja ckso n因 子

x=NA/N 界面原子的占据率；L 潜热，α≈（ΔSm/R） （n/ν）ΔSm/R 取决于两相热力学性质 k 波耳兹曼常数；n/v：表面配位数/内部配位数，与晶体结构及界面处晶面取向有关。   2 的金属： x=0.5 时界面最稳定  >2 的金属： 0.95

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第四章 单相合金与多相合金的凝固 1.按照凝固过程中晶体的形成特点，合金可分为单相合金和多相合金两大类，单相合金是 指在凝固过程中只析出一个固相的合金，如固溶体、金属间化合物等。多相合金是指结晶过 程中同时析出两个以上新相的合金。 2.⑴菲克第一定律： 对于一个 A、 物质的二元系， B 溶质 A 在扩散场中某处的扩散通量 JA[又 称扩散强度，为单位时间通过单位面积的溶质量]与溶质在该处的浓度梯度成正比，即

 D d

J

C

dx

A

，D 为物质 A 的扩散系数，即单位浓度梯度下的扩散通量，

d

C

dx

A

为溶质

A

A 在 x 方向上的浓度梯度，即单位距离内的溶质浓度变化率。 ⑵菲克第二定律：对于不稳定的扩散源，在一维扩散的情况下，扩散场中任一点的浓度随 时间的变化率与该点的浓度梯度随空间的变化率成正比，其比例系数就是扩散系数，即

C t

A



 C D x

2

A

2

3.单相合金的凝固：⑴除纯金属以外，单相合金凝固过程中一般是在一个固液两相共存的 温度区间内完成，在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分，因此结晶过程 必然导 致界面处固液两相成分的分离， 同时由于界面处两相成分随温度降低而变化， 故晶体生长与 传质过程必然相伴而生。这样，从形核开始到凝固结束，在整个结晶过程中固液两相内部将 不断进行着溶质元素的重新分布过程，称为合金结晶过程中的溶质再分配。 （起因：同一温 度下的固相与液相溶质的溶解度不同） ⑵在一定的压力条件下，凝固体系的温度、成分完全由相应合金系的平衡相图所规定，这种 理想状态下的凝固过程称为平衡凝固。 对于大多数的实

际材料加工， 所涉及的合金凝固过程 一般不符合上述平衡凝固的条件，合金凝固过程中的固液两相成分并不符合平衡相图的规 定，尽管如此，可以发现在固液界面处合金成分符合平衡相图，这种情况称为界面平衡，相 应的凝固过程称为平衡凝固过程，也称为正常凝固。 ⑶溶质平衡分配系数：其定义为在给定的温度下，平衡固相溶质浓度 CS 与液相溶质浓度 CL 之比：k=CS/CL

C0

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4.平衡凝固时溶质的再分配 固相与液相中溶质扩散充分进行。平衡凝固时固相和液相的溶质浓度： CSfS+CLfL=CO k=CS/CL fS+fL=1

CS 

C0k 1  f s (1  k )

CL 

C0 k  f L (1  k )

5. 近平衡凝固时的溶质再分配 * * * ⑴、固相无扩散，液相均匀混合 ( C L  C S ) d f S  (1  f S ) d C L 固相内成分不均匀——晶内偏析

CL 

*

CS k

*

dC L 

*

dC S k

*

ln C S  ( k  1) ln (1  f S )  ln D

*

f s  0时 , C S  kC 0 , D  kC 0

*

dC S CS

*

*



(1  k ) d f S 1  fS

C S  k C 0 (1  f S )

*

k 1

CL  C0 fL

*

k 1

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(b)凝固开始，(c)T*、fs 时，(d)凝固末期 ⑵固相无扩散，液相只有有限扩散而无对流

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C S  C 0 [1  (1  k ) ex p ( 

kR DL

x )]

2

• •

凝固进入稳定状态时， D L

d CL dx

2

 R

dC L dx

 0

式中 x 为离开界面的距离，DL 为溶质在液相中的扩散系数， R 为界面推进速度。 结合边界条件有通解和特解分别为：

C L  A  B ex p (  R DL x)

   1 k R C L  C 0 1  ex p   x  k  DL  

因x  DL k e 1 k  时 ， CL  C0   R ke  

• •

D L / R 称作―特性距离‖

⑶固相无扩散，液相有对流

(a)液相容积足够大；(b) 液相容积有限 如果液相容积很大，则 扩散层以外液相中的溶 质浓度 C L 接近合金原 始 C0 扩散层 δ 内溶质扩散场 可用下式描述:

DL d CL dx

2 2

 R

dC L dx

 0

R DL

通 解 C L  A  B ex p ( 

x )

A  CL 

*

CL  C0

*

1  ex p ( 

R DL

)

B 

CL  C

*

1  ex p ( 

如果液相容积有限， 则溶质富集层 δ 以外的液相成分， 在凝固过程中将不再维持原始合金成 分 C0 值不变而是逐渐提高。 用C L表示溶质富集层 δ 以外的液相平均溶质浓度，则 * * C C 搅拌对流愈强：δ 越小， S越小，固相的溶质越少，生长速度愈大：R 越大， S 越接近 C0 6.成分过冷 ⑴产生条件：金属凝固时所需的过冷度，若完全是由热扩散控制，这样的过冷称为热过冷， 其过冷度称为热过冷度， 纯金属凝固时就是热过冷， 热过冷度为凝固温度与实际凝固温度之 差。对于合金，由于液相成分的变化，导致理论凝固温度的变

化。当固相无扩散而液相只有 扩散的单相合金凝固时，界面处溶含量最高，离界面越远溶质含量越低。平衡液相温度则与 此相反， 界面处温度最低； 离界面越远， 液相温度越高， 最后接近原始成分合金的凝固温度。 溶质富集引起界面前液体凝固温度（熔点、液相线温度）变化。

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合金原始成分 C0，平衡结晶温度 T0，液相线斜率 mL

T0  T

x

C x  C0

 mL

T x  T0  m L ( C x  C 0 ) T x为 成 分 C x 对 应 的 液 相 线 温 度

T x  T0  m L ( C x  C 0 )

成分过冷的形成——内因＋外因（冷却速度，G）  TC  T x  (Ti  G L x ) GL 为外界冷却引起的温度梯度(实际温度直线的斜率) ΔTc=TL(X’)-T(X’),即理论凝固温度与实际温度之差， 是由于界面前方溶质再分配引起的， 这 样的过冷称为―成分过冷‖， 产生的条件： 第一是固液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配； 第二是固液界面前方液相实际温度分布或实际温度分布梯度 GL 必须达到一定的值。 影响成分过冷区宽度和过冷度大小的因素： 工艺因素：GL, R 合金本身的因素：DL, mL, k, C0 m C 1 k GL 7.成分过冷对单相合金凝固过程的影响  L 0  ⑴无成分过冷的平面生长，平面生长的条件： R DL k ⑵窄成分过冷区的胞状生长 随着成分过冷度的增大，晶体有胞状变为柱状晶、柱状枝晶和自由树枝晶。 ⑶就合金的宏观结晶状态而言， 平面生长、 胞状生长和柱状树枝晶生长都属于一种晶体自型 壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为外生生长。而等轴晶是在液体内部自由生 长的，称为内生生长。 ⑷枝晶间距是指相邻同次枝晶之间的处臵距离。 8.共晶合金的凝固根据界面结构分为非小平面-非小平面共晶合金（规则共晶）以及非小平 面-小平面共晶合金（非规则共晶） ⑴非小平面-非小平面共晶合金共晶两相 α 和 β 均具有非小平面生长的粗糙界面，组成相 的形态为规则的棒状或层片状，由于为金属状态物质结晶的基本特点，又称为金属-金属共 晶合金。 ⑵共晶合金的共生生长： 根据平衡相图， 只有具有共晶成分这一固定组成的合金才能获得 全部的共晶组织，但在实际凝固条件下，即使是共晶点附近非共晶成分的合金，当其以较快 的速度冷却到平衡相图上两条液相线的延长线以下的区域时，液相内部两相同时达到过饱 和，都具备了析出的条件，然而实际上往往是某一相首先析出，然后另一相再在先析出相的 表面上析出，从而开始两相交替竞争析出的共晶凝固过程，最后全部为共晶组织，这种由非 共晶成分合金发生共晶凝固而获得共晶组织称为伪共晶组织。 ⑶实

际共晶生长区取决于共晶生长的热力学和动力学因素综合作用。 大致分为对称型和非 对称型：①当组成共晶的两个组元的熔点相近，两条液相线形状彼此对称，共晶两相性质相 近， 在共晶成分、 温度区域内的析出动力学因素大致相当， 就容易形成相互依附的共晶核心， 同时两组相元在共晶成分、温度区域内的扩散能力也接近，易于保持两相等速协同生长，这 种条件下，共晶共生区就形成了对称型，一般只发生在金属-金属共晶系中。②当组成共晶

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两相的两个组元的熔点相差很大， 两相液相线不对称， 共晶点成分通常靠近低熔点组元一侧， 此时，共晶两相的性质相差往往很大，高熔点相往往易于析出，且其生长速度也较快，两相 在共晶成分、温度区域内生长的动力学条件差异就破坏了共晶 共生区的对称性，使其偏向 高熔点组元一侧，形成非对称型共晶 共生区，大多数为金属 –非金属。 其多样性取决于液相温度梯度、初生相和共晶的长大速度与温度的关系。 ⑷离异生长和离异共晶：合金液可以在一定成分条件下通过直接过冷而进入共晶共生区， 也可以在一定过冷条件下通过初生相的生长使液相成分发生变化而进入共晶共生区。 合金液 一旦进入 共晶共生区， 两相就能借助于共生生长的方式进行共晶结晶， 从而形成共晶组织。 然而也存在着合金液不能进入共晶共生区的情况， 这种情况下， 共晶两相没有共同的生长界 面，它们各以不同的速度独立生长，也就是说，两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离 的， 因而在形成的组织上没有共生共晶的特征， 这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异共 晶。①当一相大量析出，另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶组织，原因第 一是系统本身造成的，当合金成分偏离共晶点很远，初晶相长的很大，共晶成分的残留液很 少，类似于薄膜分布在枝晶之间，当共晶转变时，一相就在初生相的枝晶上继续长出，而另 一相则单独留在枝晶间；第二种原因是由另一相的形核困难所引起的，合金偏离共晶成分， 初晶相长得较大， 另一相不能以初生相为衬底形核， 或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻， 初生相继续长大而把另一相留在枝晶间。②当领先相为另一相的―晕圈‖所封闭时，将形成领 先相呈球团状结构的离异共晶组织： 晕圈的形成是因两相在形核能力和生长速度上的差别所 致。 9.规则共晶凝固 ⑴层片状共晶：其重要的参数是共晶间距，过冷度为  T  m ( C  C  ) C L E L 层片间距：   A R  与凝固速率 R 的平方成反比。

1 2

⑵棒状共

晶：取决于共晶中 α 相与 β 相的体积分数和第三组元的影响。 ①体积分数，当一相的体积分数远小于另一相时棒状生长，相近时层片状生长，如果一 相的体积分数小于 1/π 时，棒状；体积分数在 1/π~1/2 之间时，层片状。②第三组元的影响， 当第三组元在共晶两相中的分配系数相差较大时， 其在某一相的固液界面前沿的富集， 将阻 碍该相的继续长大，而另一相的固液界面前沿由于第三组元富集较少，其长大速率较快，于 是由于搭桥作用， 落后的一相将被长大快的一相隔成晒网状组织， 继续发展为棒状共晶组织。 第五章 铸件凝固组织的形成与控制 1.铸锭界面宏观组织的三种形态： ⑴表面细晶粒区时紧靠铸型壁的激冷组织， 也称激冷区， 由无规则排列的细小等轴晶组成；⑵柱状晶区由垂直于型腔壁（沿热流方向）且彼此平行排 列的柱状晶粒所组成； ⑶内部等轴晶区由各向同性的等轴晶组成。 等轴晶的尺寸往往比表面 细晶区的晶粒尺寸粗大。 2.铸件宏观组织对铸件性能的影响：表面细晶区由于比较薄，对铸件的性能影响较小，而 柱状晶区和等轴晶区的宽度、 晶粒的大小均随合金成分及凝固条件的不同变化较大， 才是决 定铸件性能的主要因素。 3.促进等轴晶形成的方法： ㈠向熔体中加入强生核剂 ⑴直接作为外加晶核的生核剂 ⑵能形成较高熔点稳定化合物 的生核剂 ⑶通过在液相中微区富集使结晶相提前弥散析出形成的生核剂 ⑷含强成分过冷 元素的生核剂 ㈡控制浇注工艺和增大铸件冷却速度 ⑴采用较低的浇注温度 ⑵采用合适的浇注工艺 ⑶改进铸型激冷倾向和铸型结构 ①铸型激冷能力，采用金属型比砂型更加好获得，除薄壁 铸外 ②液态金属与铸型表面的润湿角， 越小越利于形成 ③铸型表面的粗糙度， 粗糙度越高， 柱状晶尺寸减小，等轴晶面积率提高；⑷动态下结晶细化等轴晶，通过振动、搅拌的措施。

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4.气孔的危害：减少金属的有效承载面积，而且造成局部应力集中，成为零件的裂纹源， 一些形状不规则的气孔，则会增加缺口的敏感性，使金属的强度下降和抗疲劳能力降低。 5.气孔的分类及特征：金属中的气体按照气体的来源的不同分为析出性气孔、侵入性气孔 和反应性气孔；按气孔种类不同分为氢气孔、氮气孔和一氧化碳气孔。 ⑴ 析出性气孔 液态金属在冷却凝固过程中，因气体溶解度下降，析出的气体来不及逸 出而产生的气孔。主要有氢气和氮气；通常在铸件断面上大面积分布，或分布在铸件的某一 局部区域， 尤其是在冒口附近和热节等温度较高的的区域分布比较密集。 气孔形状有

团球状、 裂纹多角形、断续裂纹装或混合型，当含气体少时呈裂纹状，多时较大呈团球形； ⑵侵入性气孔 砂型或砂芯等在液态金属高温作用下产生的气体， 侵入金属内部而形成的 气孔，其特征是数量较少、体积较大、孔壁光滑、表面有氧化色，常出现在铸件的表层或近 表层。形状呈梨形、椭圆形或圆形，梨尖一般指向气孔侵入方向。 ⑶反应性气孔 液态金属内部或与铸型之间发生化学反应而产生的气孔。 5.气孔的形成过程：气泡的生核、气泡的长大、气泡的上浮。 6.防止铸件产生气孔的措施： ⒈防止析出性气孔 ⑴消除气体来源 保持炉料清洁、干燥，控制型砂、芯砂的水分；限 制铸型中有机粘结剂的用量和树脂的氮含量；加强保护，防止空气侵入液态金属中 ⑵金属 熔炼时控制熔炼温度勿使其过高 或采用真空熔炼， 可降低液态金属的含气量 ⑶对液态金属 进行除气处理 主要有浮游除气法和氧化去气法 ⑷阻止液态金属内气体的析出 提高金属凝 固时的冷却速度和外压。 ⒉防止侵入性气孔的措施： ⑴控制气体的来源 严格控制型砂和芯砂中发气物质的含量和 湿型的水分，干型应保证烘干质量并及时浇注，冷铁或芯铁应保持表面清洁、干燥。浇口套 和冒口套应该烘干后使用 ⑵控制砂型的透气性和紧实度 透气性越差， 紧实度越高， 侵入性 气孔的产生倾向越大 ⑶提高砂型和砂芯的排气能力 ⑷适当提高浇注温度 ⑸提高液态金属 的熔炼质量 降低其中的硫的含量。 ⒊防止反应性气孔的措施：⑴采取烘干、除湿等措施防止和减少气体进入液态金属；⑵ 严格控制合金中强氧化性元素的含量；⑶适当提高液态金属的浇注温度。 7.夹杂物是指金属内部或表面存在的与基本金属成分不同的物质，它主要来源于原材料 本身的杂质以及金属在熔炼、 浇注和凝固过程中与非金属元素或化合物发生反应而形成的产 物。 夹杂物的分类：⑴按夹杂物的来源可分为内在夹杂物和外来夹杂物，前者是指在熔炼、铸 造或焊接过程中， 金属与其内部非金属发生化学反应而生成的化合物； 后者是指金属与外界 物质接触发生相互作用所生成的非金属夹杂物。 ⑵按夹杂物组成可分为氧化物、 硫化物硅酸 盐等； ⑶按夹杂物形成时间分为一次夹杂物和二次夹杂物， 一次的是指在金属熔炼及炉前处 理过程中产生的， 二次的是指液态金属在充型和凝固过程中产生的； ⑷按夹杂物的形状可分 为球形、多面体、不规则多角形、条状及薄板状、板形等（此外还可以根据大小分为宏观和 微观夹杂物，熔点高低分为难熔和易熔夹杂物） 。 由于夹杂物与金属基体有着不同的弹性模

量和膨胀系数造成裂纹。 8.一次夹杂物的形成：在金属熔炼及炉前处理过程中，液态金属内会产生大量的一次非金 属夹杂物，其形成分为偏晶析出和聚合长大； 9.排除液态金属中一次夹杂物的途径：⑴加熔剂 在液态金属表面覆盖一层能吸收上浮夹 杂物的熔剂或加入能够降低夹杂物密度或熔点的熔剂有利于夹杂物的排除 ⑵过滤法 使液 态金属通过过滤器去除夹杂物（机械作用和吸附作用两种） 。 10.二次夹杂物的形成：液态金属与大气或氧化性气体接触时，其表面会很快形成一层氧 化薄膜， 吸附在表面的氧元素将向液态金属内部扩散， 而内部易氧化的金属元素则向表面扩

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散， 从而使氧化膜的厚度增加， 若表面形成的是一层致密的氧化膜则能阻止氧原子继续向内 部扩散，氧化停止，要是氧化膜遭到破坏，则在破坏的表面上很快形成新的氧化膜。在浇注 及充型过程中， 由于金属流动时产生的紊流、 涡流及飞溅等， 表面氧化膜会被卷入金属内部。 此时因液体的温度下降较快， 卷入的氧化物在凝固前来不及上浮到表面， 从而形成二次氧化 夹杂物。 其形成的影响因素：⑴化学成分 ⑵液流特性 ⑶熔炼温度 防止和减少的途径：⑴正确选择合金成分，严格控制易氧化元素的含量；⑵采取合理的浇 注系统及浇注工艺，保持液态金属充型过程平稳流动；⑶严格控制铸型水分，防止铸型内产 生氧化性气氛；⑷对要求高的重要零件或易氧化的合金，可在真空或保护性气氛下浇注。 11.偏析夹杂物（次生夹杂物）指的是合金凝固过程中因液—固界面处液相内溶质元素的 富集而产生的非金属夹杂物，其大小属于微观范畴。 12.收缩：金属在液态、凝固态和固态冷却过程中发生的体积减小现象；它是金属本身的 物理性质，也是引起缩孔、缩松、应力、变形、热裂和冷裂等缺陷的重要原因。经历三个阶 段液态收缩阶段、凝固收缩阶段和固态收缩阶段：⑴液态收缩即液态金属从浇注温度 T 浇 冷却到 TL 产生的体收缩，εv 液=αv 液（T 浇－TL）× 100%,εv 液为液态体积收缩率，αv 液为金 属液体收缩系数，它以及液相线温度主要取决于合金成分。⑵凝固收缩：金属从液相线冷却 到固相线所产生的体收缩，εv 凝=εv（L→S）+αv（L→S） L－TS）, εv（L→S）为因相变的体收缩率， （T αv（L→S）凝固温度范围内的体收缩系数，⑶固态收缩：金属在固相线以下发生的体收缩，εv 固=αv 固（TS－TO）× 100%,εv 固为固态体收缩率。 金属在浇注温度冷却到室温所产生的为三者之和： 总=εv 液+εv 凝+εv 固，其中液态收缩和凝 εv 固收缩时铸件产生缩孔和

缩松的基本原因，εv 液+εv 凝越大，缩孔体积越大；⑷铸件的收缩， 铸件收缩时还会受到外界阻力的影响，包括热阻力（铸件温度分布不均匀所致） 、铸型表面 摩擦力和机械阻力）等。 13.铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出 现孔洞。容积大而集中的孔洞为缩孔，细小而分散的孔洞称为缩松。 缩孔常出现于纯金属、 共晶成分合金和结晶温度范围较窄的铸造合金中， 且多集中在铸件 的上部和最后凝固的部位，分为内缩孔和外缩孔。 缩松按其形态分为宏观缩松和微观缩松两类。缩松多出现在结晶温度范围较宽的合金中， 长分布在铸件壁的轴线区域，缩孔附近或铸件厚壁的中心部位。 14.缩孔和缩松的形成机理：铸件产生集中缩孔的基本原因是金属的液态收缩和凝固收缩 之和大于固态收缩， 产生缩孔的条件是铸件由表及里逐层凝固， 缩孔一般集中在铸件顶部或 最后凝固的部位。 缩松和缩孔的基本原因一样， 但形成缩松的条件是金属的结晶温度范围较宽， 倾向于体积 凝固或同时凝固方式、断面厚度均匀的铸件。 15.铸铁的缩孔和缩松：灰铸铁和球墨铸铁在凝固过程中会析出石墨而产生体积膨胀，因 此比较复杂， 亚共晶灰铸铁和球墨铸铁的共同特点就是初生奥氏体枝晶能迅速布满铸件的整 个断面，而且奥氏体枝晶具有很大的连成骨架的能力，有产生缩松的可能性。灰铸铁共晶团 中的片状石墨， 与枝晶间的共晶液直接接触， 因此片状石墨长大时所产生的体积膨胀大部分 作用在所接触的晶间液体上， 迫使它们通过枝晶间的通道去充填奥氏体枝晶间因液态收缩和 凝固收缩所产生的小孔洞，从而大大降低了灰铸铁产生缩松的严重程度，这就是―自补缩现 象‖。 被共晶奥氏体包围的片状石墨，由于碳原子的扩散作用，在横向上也要长大，但速度很慢。 石墨片横向长大所产生的膨胀力作用在共晶奥氏体上， 使共晶团膨胀， 并传到邻近的共晶团 或奥氏体晶体骨架上，使铸铁产生缩前膨胀。这个也是有一定的自补缩效果，但是这中作用

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很小且是逐渐发生，同时因灰铸铁在共晶凝固中期，在铸件表面已经是形成硬壳，所以灰铸 铁的缩前膨胀一般只有 0.1%~0.2%，因此灰铸铁产生缩松的倾向很小。 而球墨铸铁在凝固中后期， 石墨球长大到一定程度后四周形成奥氏体壳， 使碳原子通过奥氏 体扩散到共晶团中使石墨长大。当共晶团长大到相互接触后，石墨化膨胀所产生的膨胀力， 只有一小部分作用在晶间液体上， 而大部分作用在相邻的共晶团上或奥氏体枝晶上， 趋向于 把他

们挤开。因此球墨铸铁的缩前膨胀比灰铸铁大得多，随着石墨球的长大，共晶团之间的 间隙逐步扩大，并使铸件普遍膨胀。共晶团之间的间隙就是球墨铸铁的显微缩松，而共晶团 之间的间隙则构成铸件的缩松。 16.影响缩孔和缩松的因素：⑴金属的性质 ⑵铸型条件 ⑶浇注条件 ⑷铸件尺寸 ⑸补缩 压力 影响灰铸铁和球墨铸铁的缩松和缩孔的因素： ⑴铸铁成分 ⑵铸型刚度 金属型—覆砂 金属型—水泥型—水玻璃砂型—干型—湿型 依次降低 17．防止铸件产生缩孔的措施：⑴顺序凝固，铸件的顺序凝固原则是采取各种措施，保证 铸件各部分按照距离冒口的远近，由远及近朝着冒口方向凝固，冒口本身最后凝固。⑵同时 凝固， 同时凝固原则是采取工艺措施保证铸件各部分之间没有温差或温差尽量小， 使各部分 同时凝固，⑶控制缩孔和缩松的工艺措施：调整液态金属的浇注温度和浇注速度，可以加强 顺序凝固或同时凝固， 采用高温慢浇工艺， 则能增加铸件的纵向温差， 有利于顺序凝固原则； 通过多个内浇道低温快浇，则减小纵向温差，有利于实现同时凝固原则，使用冒口、补缩和 冷铁是防止缩孔和缩松最有效的工艺措施。加压补缩法是防止产生显微缩松的有效方法。 18.成分偏析：液态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。可分为微 观偏析和宏观偏析， 微观偏析是指小范围内的化学成分不均匀现象， 按位臵可以分为晶内偏 析（枝晶偏析）和晶界偏析，宏观偏析是指凝固断面上各部位的化学成分不均匀现象，可分 为正常偏析、逆偏析、 、重力偏析等。 微观偏析和宏观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， 如果合 金各部位浓度 Cs 与合金原始平均浓度 Co 满足：Cs＞Co 为正偏析，Cs＜Co 为负偏析 19.微观偏析：⑴晶内偏析是在一个晶粒内出现的成分不均匀现象，常产生于具有一定结 晶温度范围、能够形成固溶体的合金中，其中对于溶质扩散系数 k＜1 的固溶体合金，晶粒 内先结晶部分含溶质较少，后结晶部分溶质较多，这种即是晶内偏析；固溶体合金按树枝晶 方式生长时，后结晶的枝干与后结晶的分枝也存在成分差异，这种出现的成分不均匀现象， 为枝晶偏析。晶内偏析程度取决于合金相图形状、偏析元素的扩散能力和冷却条件。防止措 施一般常采用均匀化退火，即将合金加热到低于固相线 100~200℃的温度进行长时间保温， 使偏析元素进行充分扩散。 ⑵晶界偏析：在合金凝固过程中，溶质元素和非金属夹杂物富集于晶界，使晶界与晶内的化 学成分出现差异，这种成分不均匀现象称为

晶界偏析。①两个晶粒并排生长，晶界平行于晶 体生长方向 ②两个晶粒相对生长，彼此相遇而形成晶界。它比晶内偏析危害更大，既会降 低合金的塑性和高温性能，又会增加热裂倾向，生产中也是采用细化晶粒，均匀化退火。 20.宏观偏析⑴正常偏析：铸造合金一般从与铸型壁相接触的表面层开始凝固，当合金的 溶质分配系数 k＜1 时，凝固界面的液相将有一部分被排出，随着温度的降低，溶质的浓度 将逐渐增加，越是后来结晶的固相，溶质浓度越高。当 k＞1 则相反，按照这种再分配规律， 为正常现象，称之为正常偏析。可以用来对金属进行精炼提纯。⑵逆偏析：与正常偏析相反 的情况，其特点是：结晶温度范围宽的固溶体合金和粗大的树枝晶易产生逆偏析，缓慢冷却 时逆偏析增加，若液态合金中溶解较多的气体，则在凝固过程中促进逆偏析的形成；⑶V 形 偏析和逆 V 形偏析，降低冷却速度，枝晶粗大，液体沿枝晶间的流动阻力小，促进富集液 的流动，增加此种倾向；⑷带状偏析：常出现在铸锭或厚壁铸件中，特点是总是和凝固的固 液界面相平行， 溶质的偏析系数越大， 越易形成。 减少溶质的含量， 采取孕育措施细化晶粒，

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加强固液界面前的对流和搅拌，可减少之；⑸重力偏析：由于重力作用而出现的化学成分不 均匀的现象，防止方法有加快冷却速度、加入能阻碍初晶沉浮的元素、浇前对液态合金充分 搅拌。 21.变形和裂纹：铸件收缩时，在合金有效结晶温度间隔内，合金的强度和塑性都很低， 在应力作用下很易产生变形或热裂，应力不会残留于铸件内，该温度范围称为热裂区。但处 于固相线以下某一温度范围时， 合金的强度和塑性随温度的下降而升高， 因此铸件在应力作 用下，容易发生塑性变形而使应力松弛，该温度范围称为变形区，其温度下限为塑性与弹性 转变的临界温度。在临界温度以下，强度随温度下降而继续升高，塑性急剧下降至某一较低 水平，如果铸件受外力作用则将发生弹性变形，并在铸件内部保持着应力，该温度范围称为 应力区。 铸件产生的应力分为热应力、 相变应力和机械阻碍应力。 热应力是铸件冷却过程中各部位冷 却速度不同，因而同一时刻的收缩量不等，互相制约形成的应力。相变应力是固态发生相变 的合金，因各部位达到相变温度的时刻不同，相变程度也不同而产生的应力。机械阻碍应力 是铸件收缩受到诸如铸型、型芯、箱带或芯骨等外部机械阻碍产生的应力。 22.铸件的变形和冷裂：挠曲是铸件中最常见的变形。铸件的冷裂是铸件处于弹性状态、 铸造应力超

过材料的抗拉强度时产生的裂纹。 常发生在拉应力集中的部位， 如铸件厚部或内 部以及转角处，与热裂的产生部位一样，但冷裂的断口表面有金属光泽或呈轻度氧化色，裂 纹走向平滑，往往是穿过晶粒而非沿晶界发生，这是其与热裂的显著不同。 23.铸造应力的防止和消除：主要是使铸件冷却均匀，减小各部分温度差，改善铸型及型 芯退让性，减小铸件收缩时的阻力。 ，若产生了残余应力则可采用自然时效、人工时效及共 振法等消除。 24.铸件变形和冷裂的防止和消除：产生的原因是铸造应力，故防止措施和应力的相同。 同时可以采用⑴反变形措施，⑵设臵防变形的―拉肋‖，⑶对于容易变形的重要铸件，可采用 早开箱即入炉缓冷的方法，⑷用浇注系统调整铸件的温度场。 25.热裂：是铸件在高温状态时形成的裂纹类缺陷，防止措施：⑴提高合金抗裂能力，⑵ 改善铸型和型芯的退让性，减少铸件收缩时的各种阻力，⑶减小铸件各部位温差，建立同时 凝固的冷却条件，⑷改进铸件结构的设计（设计中应尽量缩小或消除热节和应力集中） 26.快速凝固：指采用急冷或大过冷技术获得很高的凝固前沿推进速度的一种凝固过程。 特点是形成超细组织，形成亚稳相或新的结晶相；形成微晶、纳米晶或金属玻璃。此技术分 为急冷凝固技术（模冷技术、雾化技术和表面熔化与沉积技术）和大过冷技术 27.定向凝固又称定向结晶，是使金属或合金在熔体中定向生长晶体的一种工艺方法。常 用的方法有发热剂法、功率降低法、快速凝固法和液态金属冷却法。 第二篇 连接成形理论基础 第七章 焊缝及其热影响区的组织和性能 1.焊接是通过加热或加压、或二者并用，用或不用填充材料，使两个分离的工件（同种或 异种金属或非金属，也可以是金属与非金属）产生原子（分子）间结合而形成永久性连接的 工艺过程。 加热对于金属材料而言使结合处达到熔化或塑性状态，接触面的氧化膜迅速破 坏，熔化凝固后形成的焊缝将被焊金属连接成为一个整体。加热还可以增加原子的振动能， 促使化学反应、扩散、结晶和再结晶过程的进行。除加热外，可同时或单独采用加压，其目 的是破坏接触表面的氧化膜，使结合处有效接触面积增加，达到紧密接触实现焊接的目的。 2.分为熔焊、压焊和钎焊，熔焊是通过局部加热使连接处达到熔化状态，然后冷却结晶形 成共同晶粒。压焊是利用加压、摩擦、扩散等物理作用克服连接表面的不平度，挤除氧化膜 等污物，在固态条件下实现连接。钎焊采用熔点低于母材的金属材料做钎料， ，液态钎料靠 毛细作用进入接头间隙

而润湿母材金属表面， 与母材相互扩散而形成钎焊接头 （不形成共同

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晶粒） 。 3.熔焊焊接接头一般经历加热、熔化、冶金反应、凝固结晶、固态相变直至形成焊接接头。 4.分为焊接热过程、焊接化学冶金过程以及焊接物理冶金过程。在焊接进行过程中，焊缝 周围未熔化的母材在加热和冷却过程中， 发生了显微组织和力学性能变化的区域成为热影响 区。焊接接头有焊缝、热影响区和母材组成。焊缝和热影响区之间有一薄层过渡区，称为熔 合区。 5.焊接温度场是用等温线表示的。当热源功率一定时，增大焊接速度，某一温度的等温线 所包围的范围缩小，温度线形状细长，当速度一定，随热源功率的增加，一定温度的等温线 所包围的范围显著增大。 6.焊缝金属的组织和性能： ㈠焊接熔池的特征：⑴熔池体积小，冷却速度大，⑵焊接熔池的液态金属处于过热状态， ⑶焊接熔池中液态金属始终处于运动状态。 ㈡熔池凝固的特点：由于其是非平衡凝固，有自己的特点 ⑴联生结晶（或称交互结晶、 外延结晶） 焊接的过热条件下， 均匀形核的可能性非常小， 而熔池边界熔化的母材晶核表面， 完全可能成为新相晶核的―基底‖，由于木材晶粒表面作为新相晶核的几滴不仅所需能量小， 而且在结晶点阵形式及点阵常数上均与新相一致， 因而易于促进新相形核， 这种依附于木材 晶粒的现成表面而形成共同晶粒的凝固方式，成为联生结晶或外延结晶。⑵择优生长 熔池 边界开始结晶以后，晶体便呈柱状晶的形式继续向熔池的内部成长，但并不是齐步前进，有 的长大明显有的怎只是能够长的很短，被抑制生长，由于作为晶核的母材是各向异性的，即 结晶位向不相同，如果和熔池边界等温线相垂直，也正好是散热最快的方向，自然有利于柱 状晶的成长，有的要是偏离了就是不利于生成。在通常的焊接速度下，焊缝的柱状晶是朝向 焊接方向并弯曲地指向焊缝中心，被称为―偏向晶‖，在高速焊接条件下，柱状晶成长方向可 垂直与焊缝边界，一直长到焊缝中心，被称为―定向晶‖⑶凝固线速度 可以通过柱状晶成长 速度或凝固时间来反应。中心速度最快，R=vcosθ。 ㈢焊缝金属凝固组织的形态： ⒈柱状晶⑴平面晶⑵胞状晶⑶胞状树枝晶⑷树枝状晶⒉等轴 晶 ⒈柱状晶 ⑴平面晶（又称平滑晶）在固液界面前方液相中温度梯度 G 很大，液相中实 际温度曲线高于成分过冷形成的液相线温度线 TL，此时不形成成分过冷区。 向前生长出的晶 核均 被―过热‖的液态金属重新熔化，此时凝固界面为平滑界面，且在柱状晶内 不存在溶质 的

微观偏析，称为平面晶。 ⑵胞状晶 液相中温度梯度 G 变小，实际温度曲线与液相线温度曲线 TL 在小距离 x 内相交，形成少量成分过冷区，此时因平面结晶界面处于不稳定状态，凝固界面长出许多 平行束状的晶芽胞，凸入前方过冷的液相，并继续向前成长，凸出的晶芽胞向侧面亚晶界排 出溶质，使亚晶界的液相线温度下降，于是在 晶粒内部形成一束相互平行的棱柱体元、横 截面近似六角形的亚结构， 其主轴方向同成长方向一致， 每一棱柱体前沿中心都有稍微突前 的现象，这种组织状态称为胞状晶。 ⑶胞状树枝晶 温度梯度 G 进一步减小，成分过冷区增大，晶体成长加快，胞状 晶前沿能够深入液相内部较长的距离， 凸出部分也向周围排出溶质， 而在横向也产生成分过 冷，并从主干上横向长出短小二次枝，在晶粒内部形成较多的十字棱柱体亚结构。 ⑷树枝状晶 温度梯度 G 再进一步减小，产生的成分过冷区进一步增大，晶体成 长速度更快， 在一个晶粒内部只产生一个很长的主干， 其周围界面会突入过冷液相中而形成 二次枝晶。 ⒉等轴晶 当液相温度梯度 G 很小时，在液相中形成很宽的成分过冷区，这时不仅结晶 前沿形成粗大的树枝晶，同时也能在液相的内部形核，产生新的晶粒，这些晶粒的四周不受 阻碍，可以自由成长，形成等轴晶。

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7.焊缝金属性能的控制：①焊缝合金化与变质处理：焊缝合金化的目的是保证焊缝金属的 焊态强度与韧性，可以采取固溶强化（加入锰、硅等合金元素） 、细晶强化（加入钛、铌、 钒等合金元素） 、弥散强化（加入钛、钒、钼等合金元素） 、相变强化等措施。在焊接熔池中 加入少量钛、硼、锆、稀土等元素有变质处理作用，可以有效细化焊缝组织，提高韧性。 ②工艺措施：除上述冶金措施以外，还可以通过调整焊接参数的方法提高焊缝性能，例如采 取振动结晶、焊后热处理等措施。 8.焊接热影响区：熔焊时，在焊接热源的作用下焊缝周围的母材发生组织和性能变化的区 域，HAZ，或称为―近缝区‖（Near Weld Zone） 9.焊接热影响区的热循环特点： ⑴焊接热循环是指在焊接中， 焊件上某点的温度由低到高， 达到最大值后又由高到低随时间的变化过程，即为焊接热循环。⑵焊接热循环的主要参数： ①加热速度 vh 焊接时加热速度比热处理快，加热速度与焊接方法、焊接热输入、母材板厚 及材质等因素有关。 ②最高温度 θm ③相变温度以上的停留时间 th ④冷却速度 vc 或冷却时 间 tc （t8/5 代表从 800℃冷却到 500 摄氏度的冷却时间，t100 代表从 θm 冷却到 100 摄氏度 的冷却时

间，其中只有三个独立参数 vh、θm、vc，其中 θm 和 vc 较为重要） 10.焊接热影响区的组织转变特点：其基本原理和冶金学原理一样，组织转变动力都是来 源于热力学条件，即新相与母材的自由能之差，但是也是有自己的特点：①焊接 HAZ 加热 温度高， 在热处理条件下，可以控制工件的加热温度为 Ac3 以上 100~200℃以控制器晶粒 度，焊接时，熔合线附近的最高加热温度结晶母材的熔点，焊接低碳钢及低合金钢时，温度 高于 1300℃的区域经理严重粗化，这种情况不可避免，只有采取冶金及工艺措施控制；② 加热速度快， 焊接时的加热速度比热处理时要高出几十倍甚至几百倍， 对于加热过程中钢的 奥氏体化有一定影响；③高温停留时间短，焊接快速加热及自然连续冷却的热循环条件， ， 使 HAZ 在 Ac3 以上的停留时间很短，而热处理则是可以控制保温时间；④局部受热，热处 理时是工件在炉中整体受热，焊接时焊件局部受热，且随着焊接热源的移动，被加热区域随 之变化。 11.焊接加热过程中奥氏体化的特点：焊接条件下由于加热速度快，使钢的 Ac1、Ac3 点 相应提高，二者温差也增大，由于 F+P→A 转变时扩散性重结晶过程，快速加热必然使奥氏 体孕育期延长，不利于奥氏体及奥氏体均匀化，钢中含有合金元素时，不但合金元素本身扩 散慢，而且降低碳的扩散速度，这不利于奥氏体化；但是焊接 HAZ 加热温度高，这不但促 进奥氏体化，而且高温下奥氏体晶粒迅速长大，使 HAZ 高温区奥氏体粗大，冷却后为粗大 的奥氏体。 12.焊接热影响区的组织和性能变化㈠HAZ 组织分布：⑴低碳钢及不易淬火的低合金钢 HAZ 分布，这类钢主要有 Q235、20、Q345（16Mn） 、Q420（15MnVN）其分为①熔合区， 是焊缝与母材相邻的部位，最高温度处于固相线与液相线之间，严格来说，它不属于热影响 区，所以称为半熔合区。此区虽然较窄，但是由于晶界与晶内局部熔化，成分和组织不均匀 分布，过热严重，塑性差，所以是焊接接头的脆弱环节；②过热区，温度范围处于固相线到 1100℃左右，由于加热温度高，奥氏体过热，晶粒严重长大，故又称为粗晶区。焊后冷却时， 奥氏体相变产物也因晶粒粗化使塑性、韧性下降，慢冷时还会出现魏氏组织。过热区也是焊 接接头的薄弱环节。③相变重结晶区（正火区） ，母材已经完全奥氏体化，该区处于 1100℃~Ac3（约 900℃）之间。由于奥氏体晶粒细小，空冷后得到晶粒细小而均匀的珠光体 和铁素体，相当于热处理时的正火组织，因此其塑性和韧性很好。④不完全重结晶区， Ac1~Ac3 范围内的 HAZ 属于不完全重结晶区， 由于部分母材

组织发生相变重结晶 F+P→A， 且奥氏体晶粒细小，冷却转变后得到细小的 F+P，而奥氏体化的 F 受热后长大，使该区晶粒 大小、 组织分布均匀， 虽然受热不严重但性能不如相变重结晶区。 ⑵易淬火钢 HAZ 的分布， 这类钢淬硬倾向较大， 包括低碳调质钢、 中碳钢和中碳调质钢， 18MnMoNb、 30CrMnSi 如 45、

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等，其 HAZ 组织变化和分布与母材焊前的热处理状态有关。①焊前为正火或退火状态，焊 前母材为 F+P（S、B）组织。HAZ 主要由完全淬火区和不完全淬火区组成。完全淬火区 θm 高于 Ac3，由于完全 A 化，焊后因快冷得到淬火组织 M（或 M+B） 。但靠近焊缝的高温区 为粗大的 M 组织，韧性很差；θm 在 Ac3~1100℃范围内的区域为细小的马氏体组织。在不 完全淬火区，即 θm 处于 Ac1~Ac3 之间的 HAZ，铁素体很少分解为奥氏体， 而珠光体 P（或 S、B）优先转变为奥氏体，随后冷却时，奥氏体转化为马氏体，而铁素体有所长大但类型 不变，最后得到 M+F 混合组织。 ②焊前为调质态 调质后母材为回火组织，其 HAZ 可分为完全淬火区、不完全淬火区和回 火区。其中前两个区域组织变化与正火态基本相同，但 θm 处于 Ac1~θ 回（调质处理是的 回火温度）范围内的区域发生了不同程度的回火热处理，故称为回火区。由于这次回火温度 高于热处理时的回火温度 θ 回， 故该区强度下降， 塑性、 韧性上升， 故称为回火软化。 ㈡ HAZ 的性能变化：一般的话主要考虑硬化、脆化、软化及综合力学性能的变化。①硬度主 要取决于母材化学成分和冷却条件。②脆化有多种类型，粗晶脆化、析出脆化、组织脆化、 氢脆化等，③焊接调质钢或淬火钢时，HAZ 受热超过回火温度，在 Ac1 附近强度下降的现 象称为回火软化。 ㈢HAZ 韧化：韧性是指材料在塑性应变和断裂全过程中吸收能量的能力，它是强度和塑性 的综合表现。保证 HAZ 韧性的措施：⑴调整低合金高强钢的成分与 HAZ 组织状态，⑵合 理制定焊接工艺，正确选择焊接热输入、预热温度，必要时预热。 第八章 成型过程中的冶金反应原理 1.连接成形的冶金过程是优质金属的局部超高温快速熔化和随后伴随的凝固。 以手工电弧 焊为例，大致分为药皮反应区、熔滴反应区及熔池反应区：⑴药皮反应区的特点是加热的温 度较低，不超过药皮的熔化温度，亦称造渣反应区，主要是水的蒸发及药皮中某些固态物质 （如有机物、大理石、高价氧化物等）的分解。⑵熔滴反应区①温度高，最高温度接近钢的 沸点，②熔滴比表面积大，由于熔滴的尺寸小，其比表面积可达 1000~10000cm2/kg 以上， 比炼钢时大 1000 倍左

右。这种大相界面的存在可促进冶金反应的进行，所以此区是冶金最 激烈的部位，主要有气体的分解和溶解，金属的蒸发，金属及其合金的氧化还原，以及焊缝 金属的合金化。⑶熔池反应区，平均温度比熔滴低，比表面积小。所以强烈程度比较小，由 于熔池中的温度分布不均匀， 在熔池中的不同部位液态金属存在的时间不同， 因而冶金反应 进行的程度不同，尤其是熔池的头部和尾部更为复杂。熔池的头部处于升温阶段，发生金属 的榕湖和气体的吸收， 有利于吸热反应的进行， 而熔池的尾部发生金属的凝固， 气体的逸出， 有利于放热反应的进行。 2.焊接区气体的来源于焊接材料（如焊条药皮、焊剂及药芯焊丝中的造气剂，高价氧化物 和水分都是气体的主要来源） 气体保护焊是主要来自保护气体中的杂质， 周围的空气也是一 个不可避免的气体来源。⑴有机物的分解和燃烧；⑵碳酸盐和高价氧化物的分解；⑶材料的 蒸发。 3.氮与金属的作用（铜与镍不会和氮反应，可以作为保护性气体，铁、锰、钛、铬等既能 溶解又能形成稳定的氮化物）分为四个阶段：第一阶段 气体分子向金属与气体的界面上运 动；第二阶段 气体被金属表面吸附；第三阶段 气体分子在金属表面上分解为原子；第四阶 段 原子穿过金属表面层向金属深处扩散。氮的溶解度 Sn=Kn√Pn2。 在电弧焊是熔池中的含氮量比平方根定律计算的高几倍的原因是： 氮分子或氮原子受激使溶 解速度加快， 电弧气氛中被电离的氮离子 N+可直接在阴极溶解； 在氧化性气氛中形成的 NO， 在遇到温度较低的液态金属时分解为 N 和 O，其中 N 能迅速溶于金属，此外各种合金元素 对氮的溶解度有影响，在钢中加入 Cr、Nb，可以溶解更多的 N。 氮的影响主要是是①材料变脆，降低塑性和韧性，氮在室温下的溶解度小于 0.001%，因此

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过饱和的氮将以针状 Fe4N 的形式析出，并分布于晶界和晶内，导致强度升高，塑性和韧性 下降。 ②氮也是促进时效脆化的元素， 因为焊接冷却速度较大， 氮来不及随温度下降而析出， 随着时间的延长， 钢中过饱和的氮将逐渐析出， 并形成稳定的 Fe4N， 导致时效脆化； ③若 寒 风中含有过多的铝，而生成 AlN，因其呈细微的多角形颗粒形状分布在晶界，也能使材料脆 化，在外力作用下易发生断裂；④氮也是产生气孔的原因之一。 保护措施：⑴加强保护，主要是加强金属的保护，防止空气的侵入。⑵正确选择焊接参数， 如电弧电压增加，使焊缝中含氮量增加，电流增加时，由于熔滴过渡频率增加，导致氮与熔 滴之间作用时间减小，使其减

少；直流正极性焊接时的含氮量比反极性时的高（正接是将工 件接到电源正极）此外氧化性气氛中，氮可以以 NO-的形式溶于液态金属，使其增加。⑶控 制合金元素的含量，若在液态金属中加入 Ti、Al、Zr 等能固定 N 元素形成稳定的化合物， 则可以显著降低气孔及时效脆化的影响。 4.氢与金属的作用：氢几乎可以被所有的金属吸收，不仅半径小，而且可以兴盛带电质点 H+、H-，活动力强，容易扩散。处理一部分滞留于各种缺陷而聚合成分子状态外，过饱和 的氢即便在常温下也能在金属的晶格中自有扩散， 甚至可以扩散到金属表面而逸出。 能够在 金属的晶格中自有扩散的氢便为扩散氢，而被滞留于缺陷中的氢称为残留氢。 在焊接接头 中， 浓度梯度的存在是氢能进行扩散的重要动力之一， 这是在温度一定条件下进行扩散过程 的基本特征：氢总是由高浓度区向低浓度区进行扩散，这种扩散称为―浓度扩散‖。此外因焊 接接头各区域成分的差异或温度分布不同而造成相变先后时间不同， 导致接头中出现不同的 点阵结构的组织， 这时发生氢由体心立方体点阵组织向面心立方点阵组织扩散的现象， 这种 扩散称为“相变诱导扩散”。 应力的存在也是促进氢进行扩散的推动力之一， 而且总是向拉应 力大的方向扩散，被称为“应力诱导扩散”。 氢的影响：⑴氢脆 氢在室温附近使钢的塑性下降，即为氢脆，主要是由溶解在金属晶格中 的氢引起的，在试件拉伸过程中位错发生运动和堆积，从而形成显微空洞，与此同时，溶解 在晶格中的原子氢，不断沿位错运动方向扩散，最后聚集于显微空洞，并形成分子氢，使空 洞内产生很高的压力，加速微裂纹的扩展，而导致金属变脆。⑵白点（鱼眼） ，碳钢或低合 金钢，若含氢量高，则常常在拉伸或弯曲断面上出现银白色的圆形局部断裂点，称为白点； ⑶形成气孔；⑷冷裂纹。 氢的控制：⑴限制氢的来源 限制焊接材料中的水含量，如焊条、焊剂、药芯焊丝必须进行 烘干处理，制造和使用过程中都要烘干，尤其是低氢型焊条，烘干后应立即使用或放在低温 烘箱内，必须清除焊丝和焊件表面的杂质，焊丝和焊件坡口表面附近的铁锈、油污、吸附水 等；⑵冶金处理，常通过调整焊接材料的成分，使氢在高温下生成比较稳定的不溶于液态金 属的氢化物①在酸性渣中，由于熔渣总的 CaF2 和 SiO2 共存时能够反应生成 SiF4；②碱性 药皮焊条中。③控制工艺过程，调整焊接参数，控制熔池存在时间和冷却速度，均能减少氢 含量；④脱氢处理，即焊后把焊件加热到一定温度，促使氢扩散外逸的工艺，到 350℃就可

以。 5.氧的影响：⑴金属分为两类，一是不溶解氧的如 Al、Mg 等，一是能够有限溶解氧的金 属如 Fe、Ni、Cu、Ti 等，氧在金属中以原子氧和 FeO 两种形式存在，氧在铁液中的溶解度 随温度的升高而增大。金属中的氧大部分以氧化物和碳酸盐夹杂物形式存在。⑵氧化反应， 当{PO2}＞PO2 时，金属被氧化；{ PO2}＝PO2 时，处于平衡状态；{PO2} ＜PO2 时，金属被 还原，其中{ PO2}为气相中的氧分压，PO2 为金属氧化物的氧分压 ⑶氧化物容易呈薄膜状偏析于晶粒边界或以夹杂物形式存在于晶界，氧无论以何种形式存 在，都是会影响金属的性能，随氧含量的增加，金属的强度、塑性、韧性都明显下降，特别 是低温冲击韧度急剧下降，同时还能与碳反应，生成 CO 形成气孔。 ⑷氧的控制：①纯化焊接材料，在 焊接要求比较高的合金钢和活泼金属，应尽量采用不含

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氧的或含氧少的焊接材料，如采用惰性气体保护焊，采用低氧的或无氧的焊条焊剂；②控制 焊接参数，焊接条件的变化可能会造成保护不良的效果，如电弧电压增大时，使空气与熔渣 接触的机会增多，会导致焊缝氧含量增加；③进行脱氧处理，如采用冶金方法进行脱氧，在 焊接材料中加入脱氧剂。 6.液态金属和熔渣的反应： 在熔炼金属的过程中，固体熔渣材料如石灰石、氟石、硅砂等， 在高温炉中被熔化生成的低熔点复杂化合物，称为熔渣。其作用有：⑴机械保护作用；⑵冶 金处理作用；⑶改善焊接工艺性能。分为酸性和碱性；①盐型熔渣，主要是由金属氟化物、 氯酸盐和不含氧的化合物，由于其氧化性很小，所以主要用于焊接铝、钛等化学活性强的金 属，也适合焊接合金钢；②盐—氧化物型熔渣，主要是由氟化物和强金属氧化物组成，因其 氧化性小，主要焊接合金钢；③氧化物型熔渣，主要是有金属氧化物组成，一般含有较多的 弱氧化物，因此氧化性较强，主要用于低碳钢个低合金钢的焊接。 其酸碱性的计算有分子理论和离子理论，妃子理论是 B=∑（R2O+RO）/∑RO2，式中 R2O、 RO 为熔渣中碱性氧化物的摩尔分数，RO2 为酸性氧化物的摩尔分数，B＞1 为碱性渣，B＜ 1 为酸性渣，B＝1 为中性渣。B=∑aiMi，ai 为第 i 种氧化物的摩尔分数，ai 为第 i 种的氧化 物的碱度系数，B＞0，碱性，B＜0，酸性，B＝0 中性。 7.熔渣的物理特性，当两种渣的粘度变化量相同时，酸性渣对应的温度变化量较大，故为 长渣，不适合仰焊，碱性渣的对应温度变化量小，凝固时间短，称为短渣，可用于全位臵焊 接。物质的表面张力与其质点间作用力的大小有关，或者说是和化学键有关，一般说

金属的 键能最大，所以液态金属的表面张力最大，具有离子键的物质如 CaO、MgO、MnO、FeO、 等的键能较大，表面张力也大，而具有共价键的物质如 TiO2、SiO2、P2O5 等的键能小，表 面张力小，故碱性渣的表面张力大，而酸性渣的表面张力较小，碱性渣焊接时容易形成粗颗 粒过渡，焊缝的鱼鳞纹较粗，焊缝成形较差，就是因为这个原因。 8.活性熔渣对金属的氧化：分为扩散氧化和臵换氧化。⑴扩散氧化，FeO 既溶于渣，又溶 于钢液，因此能够在熔渣和钢液之间进行扩散分配 L=[FeO]/(FeO)，其中（FeO）是在熔渣 中的浓度，[FeO]是在液态金属中的浓度，L 为分配常数。 ，温度越高，越有利于 FeO 向液态 金属中扩散， 主要发生在熔滴反应区和熔池的高温区， 在碱性渣中比在酸性渣中更加容易向 液态金属中扩散，是因为碱性渣中含有 SiO2、TiO2 等酸性氧化物少，FeO 活度大，容易扩 散，⑵臵换氧化，即一种金属和氧化物的反应。 9.脱氧处理：其目的是尽量减少金属中的氧含量，这既要求减少液态金属中溶解的氧，又 要求脱氧后的产物容易被排除。 选择脱氧剂的原则： ①脱氧剂对氧的亲和力应比需还原的金 属大；②脱氧产物应不溶于液态金属，且密度小，质点较大，这样可使其上浮至液面而进入 渣中，以减少夹杂物的数量，提高脱氧效果；③需考虑脱氧剂对金属成分、性能和工艺的影 响。 10.焊接中脱氧反应按其方式和特点可以分为先期脱氧、沉淀脱氧和扩散脱氧。①先期脱 氧，在药皮加热阶段，固态药皮受热后发生的脱氧反应叫做脱氧。含有脱氧剂的药皮被加热 时， 其中的碳酸盐和高价氧化物发生分解， 生成的氧和 CO2 便赫尔脱氧剂发生反应， Al、 如 Ti、Ti、Mn 等，其中由于 Al、Ti 对氧的亲合力非常大，绝大部分被氧化，故不易过渡到液 态金属中进行沉淀脱氧， 先期脱氧的效果取决于脱氧剂对氧的亲合力、 它们的粒度以及加入 的比例等， 并与焊接工艺有关， 由于其温度低， 传质条件差，故不完全，需要进一步的脱氧； ②沉淀脱氧，在熔滴和熔池中进行，是溶解在液态金属中的脱氧剂与 FeO 直接进行反应， 把 铁 还 原 ， 且 氧 化 产 物 浮 出 液 态 金 属 的 过 程 ， 有 锰 的 脱 氧 ， [Mn]+[FeO]=[Fe]+(MnO),Kmn=αMnO/αMnαFeO，Kmn 为平衡常数，增加金属中锰的含量或 者减少氧化锰的含量可以使反应向右进行，即产生脱氧效果，在酸性渣中由于含有较多的 SiO2 和 TiO2，能与脱氧产物 MnO 生成低熔点复合物 MnO· SiO2 和 MnO· TiO2,使氧化锰的

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活度减小，有利于脱氧。硅的脱氧反应[Si]+2[FeO]=2[Fe]+(SiO2),以及锰硅联合脱氧。③扩 散脱氧，

扩散脱氧是在液态金属与熔渣的界面上进行的，是以分配定律为理论基础的，即 L=[FeO]/(FeO),可以知道当温度下降时，分配系数 L 减小，便发生 FeO 由液态金属向熔渣中 扩散的过程，[FeO]→(FeO)，在酸性渣中由于含有较多的 SiO2 和 TiO2，能与脱氧产物 MnO 生成低熔点复合物 MnO· SiO2 和 MnO· TiO2,使氧化锰的活度减小， 有利于液态金属中的 FeO 向熔渣中进行扩散，因此脱氧能力较强。 11.金属中硫的危害和控制： ⑴硫是钢中的有害元素， 它以 FeS-Fe 或 FeS-FeO 的共晶形式， 呈片状或链状存在于钢的晶粒的边界，降低钢的冲击韧度和耐蚀性。⑵控制措施:①限制焊 接材料中的硫含量，在制造焊接材料时，要严格按标准来选用药皮、焊剂或焊芯的原材料， 若含硫过高则要进行处理；②用冶金反应脱硫，主要是一个扩散反应， （CaO）+（FeS）→ （CaS）+（FeO） ，是一个吸热反应，温度升高，有利于脱硫，焊接中的脱硫主要是依靠锰， [Mn]+[FeS]→（MnS）+[Fe],反应产物 MnS 不溶于钢液，大部分进入熔渣，少量残留在焊缝 中。 12.金属中磷的危害和控制：⑴由于磷与铁和镍可以形成低熔点共晶，在钢液中最后以块 状或条状析出于晶界处，减弱晶粒间结合力，同时其本身既硬又脆，增加冷脆性，又能促使 形成凝固裂纹。⑵控制措施 ①限制磷的来源；②采用冶金反应。 13.合金化就是把所需的合金元素加入到金属中去的过程，对于金属的熔炼过程，可将合 金元素直接加入到液态金属中，对于焊接过程，可通过焊接材料（焊丝或药皮、焊剂等） ， 将合金元素过渡到焊缝金属中去。 14.合金化的目的对于液态成形来说主要是改善金属的组织和性能，或为了获得忽悠特殊 性能的金属，如为了细化晶粒提高金属的韧性，常加入 Ti、B 等，氮对于焊接成型来说，合 金化的目的首先是为了补偿在高温下金属由于蒸发或氧化等造成的损失， 其次是为了消除缺 陷，改善焊缝金属的组织和性能，或为了获得特殊性能的堆焊金属。 15.合金化的方式，焊接工艺中主要是采用以下几种方式：⑴通过合金焊丝或带极；⑵通 过药芯焊丝或药皮 （或焊剂） 把合金元素以铁合金或纯金属的形式加入到药芯焊丝的药芯内 或焊条药皮内；⑶通过合金粉末，此外还可以从金属氧化物中还原金属的方式来合金化。 16. 合 金 元 素 的 过 度 系 数 η 等 于 它 在 熔 敷 金 属 中 的 实 际 含 量 与 原 始 含 量 之 比 ： η=Cd/Ce=Cd/(Ccw+KbCco),其中 Cd 为合金元素在熔敷金属中的含量； 合金元素的原始含 Ce 量；Ccw 为合金元素在焊丝中的含量；Cco 为合金元素在药皮中的含量；Kb 为焊条药皮的 质量系数，即单位长度

焊条中药皮重量与焊芯重量之比。 17.熔合比：熔焊时焊缝金属是由局部熔化的母材和填充金属组成的，在焊缝中局部融化 的母材所占的比例称为熔合比。它与焊接方法、焊接参数、坡口形式等有很大的关系。焊缝 中某合金元素的含量可通过下式计算：Co=θCb+（1-θ）Ce，其中 Co 为某元素在焊缝金属中 的质量分数；Cb 为某元素在母材中的质量分数；Ce 为某元素阻碍焊条中的质量分数；θ 为 熔合比。若考虑合金元素在焊接中的损失，则焊缝金属中某合金元素的实际含量 Cw=θCb+ （1-θ）Cd，Cd 为熔敷金属（即真正过渡到熔池中去的那部分焊条金属）中的某元素的质量 分数。 18.内应力：这种在没有外力的作用条件下平衡于物体内部的应力称为内应力。在焊接加 热冷却过程中某一瞬时焊件中存在的应力，称为焊接瞬时应力。焊件完全冷却、温度均匀化 后残存于焊件中的应力，称为焊接残余应力。按其原因分为热应力、相变应力和机械阻碍应 力。 ⑴热应力:工件在受热或冷却过程中,由于各部分的温度不同,冷却速度不同而造成工件上 载同一时刻各部分的收缩或膨胀量不同,从而导致内部彼此相互制约而产生的应力,该应力是 由热胀冷缩引起的,故称为热应力.ζ=-EαΔT, α 为线胀系数；⑵相变应力：金属材料在固态相 变中，各部分因发生相变的先后时刻不同，各部分发生的相变过程也不同，由此产生的应力

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称为相变应力。⑶机械阻碍应力：焊件在冷却过程中产生的收缩，受到外界的阻碍为产生的 应力。 19．残余应力的分布 20.减小或消除焊接残余应力的途径⑴合理的结构设计：若不合理则会产生严重的焊接应 力，因此在焊接结构中，应避免焊缝的交叉和密集，尽量采用对接而避免搭接，用刚度小的 结构代替刚度大的结构等；⑵选择合理的工艺及采用必要的措施：在焊接中，应根据焊接结 构的具体情况，尽量采用较小的热输入（即采用小直径焊条和较低的电流） ，以减小焊件的 受热范围，安排合适的焊接顺序，尽可能使焊缝能够自由收缩。⑶减小焊接残余应力的措施 ①热处理法： 所用的热处理其加热温度和保温时间需根据材料的性质、 工件的结构以及冷却 条件而定，一般的规律是将工件加热到塑性状态的温度，并在此温度下保温一段时间，利用 蠕变产生新的塑性变形使残余应力消除，再缓冷。对于焊后消除应力的热处理，通常是将焊 件加热到 Ac1 温度以下（约 650℃左右）对于调质钢则是钢材原来的回火温度低 30~50℃； ②机械法；③共振法。 21.焊接变形：当焊接件的形状尺寸发生了变化时，说明构件发生了变形，这种

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第一篇 第一章 液态金属的结构和性质 1.凝固不过只是一种相变过程，即物质从液态转变成固态的过程称为凝固。 2.相变不只是发生在固相、液相、气相三相之间，在固相中间也是会有相变，即同素异构 转变。 3.对金属晶体加热以后，晶体受热膨胀，若对晶体进一步加热，则达到激活能数值的原子 数量也进一步增加。原子离开点阵后，即留下自由点阵—空穴。 空穴的产生，造成局部地区的势垒的减少，使得邻近的原子进入空穴位臵，这样就是造成 空穴的位移。在熔点附近，空穴数目可以达到原子总数的 1%。这样在实际晶体中，除按一 定点阵排列外，尚有离位原子与空穴。 当这些原子的数量达到某一数量值时， 首先在晶界处的原子跨越势垒而处于激活状态， 以 致能脱离晶粒的表面而向邻近的晶粒跳跃， 导致原有晶粒失去固定形状与尺寸， 晶粒间可出 现相对流动，称为晶界粘性流动。 液态金属中的原子排列， 在几个原子间距的小范围内与固态原子基本一致， 而远离原子后 就完全不同于固态，这个就称为―近程有序‖、―远程无序‖。固态的原子为远程有序。 4.在熔点温度的固态变为同温度的液态时，金属要吸收大量的热量，称为熔化潜热。 5.固态金属的加热熔化符合热力学规律：Eq=d(U+pV)=dU+pdV=dH dS=Eq/T,其大小描述了金属由固态变成液态时原子由规则排列变成非规则排列的紊乱程 度。 6.熵值变化是系统结构紊乱性变化的量度。 7.液态金属的结构：纯金属结构是由原子集团、游离原子和空穴组成；液态金属的结构是 不稳定的，而是处于瞬息万变的状态，这种原子集团与空穴的变化现象称为―结构起伏‖，同 时还存在大量的能量起伏。 实际液态金属极其复杂，其中包括各种化学成分的原子集团、游离原子、空穴、夹杂物及 气泡，是一种―浑浊‖的液体。存在温度起伏、结构起伏和成分起伏。 8.液态金属的性质：⑴粘度：实质上就是原子间作用力，影响因素①化学成分 一般的难 熔化合物的物体粘度高，而熔点低的共晶成分合金的粘度低；②温度 液态金属的粘度随温 度的升高而降低； ③非金属夹杂物 液态金属中固态的非金属夹杂物使液态金属的粘度增加， 主要是因为夹杂物的存在使液态金属成为不均匀的多相体系， 液相流动时的内摩擦力增加所 致。意义：①对液态金属净化的影响；上浮的动力 F=V(γ1-γ2)，半径在 0.1cm 以下的球形杂 质阻力 Fc=6πrνη，由此可知速度，此即斯托克斯公式；②对液态合金流动阻力的影响；当 液体以层流方式流动时， 阻力系数大， 流动阻力大， 因此在成型过程中以紊流方式流

动最好； ③对液态金属中液态合金对流的影响， 液态金属在冷却和凝固过程中， 由于存在温度差和浓 度差而产生浮力，它是液态合金对流的驱动力，当浮力大于或等于粘滞力时则产生对流，粘 度越大对流强度越小。 ⑵表面张力液体或固体同空气或真空接触的界面叫表面，一小部分的液体单独在大气中 出现时，力图保持球形状态，说明总有一个力的作用使其趋向球状，这个力称为表面张力。 液体内部分子或原子处于力的平衡状态，而表面层上的分子或原子受力不均匀，结果产 生指向液体内部的合力，此即表面张力产生的根源。 ΔW=ζΔA=ΔGb，即为单元 面积的自由能，界面能 ζAB=ζA+ζB―WAB  SL   Sc   Lc cos  影响表面张力的因素①熔点，表面张力的实质是质点间的作用力，故原子间结合力大的物 质，其熔点、沸点高，则表面张力往往越大。②温度 大部分金属和合金，如铝、镁，锌等， 其表面张力随温度升高而降低，因为温度升高使液体质点间结合力减弱。③溶质元素 溶质 元素对表面张力的影响分为两类，使表面张力降低的溶质元素叫做表面活性元素，―活性‖

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之义表面含量大于内部含量，称为正吸附元素；提高表面张力的元素称为非表面活性元素， 其表面的含量少于内部含量，称为负吸附元素。⑶材料加工中毛细现象，主要是由表面张力 控制，弯曲液面附加压力 ΔP=ζ（1/R1+1/R2）,润湿时 h=2ζcosθ/ρgr，不润湿时 h=-2ζcosθ/ρgr， 可见 r 很小时，将产生很大的附加压力，因此浇注薄小铸件时，必须提高浇注温度和压力。 9.流变铸造是金属或合金在凝固温度区间给以强烈的搅拌， 使晶体的生长形态发生变化， 由本来是静止状态的树枝晶转变为梅花状或接近球形的晶粒，这样的浆料半固态金属或合 金，其流变性发生剧变，已不再是牛顿型流体，而如宾汉体的流变性，将通过机械搅拌或电 磁搅拌等方法制备的半固态浆料移送到压铸机等成型设备中， 然后压铸或挤压至金属模具中 成形为零件。 第二章 液态成形中的流动和传热 1.液态成形就是将熔化的金属或合金在重力或其他外力的作用下注入铸型的型腔中， 待其 冷却凝固后获得与型腔形状相同的铸件的一种成形方法。 2.液态金属的充型能力首先取决于液态金属本身的流动能力，同时又和外界条件密切相 关，是各种因素的综合反映。 液态金属本身的流动能力称为―流动性‖， 是由液态金属的成分、 温度、 杂质含量等决定的， 而与外界因素无关，因此流动性也是可以认为是确定条件下的充型能力。 影响充型能力的因素及促进措施：其是通过两个途径

发生作用的：影响金属与铸型之间的 热交换条件，从而改变金属液的流动时间；影响金属液在铸型中的水力学条件，从而改变金 属液的流速 第一类因素—金属性质方面的因素：①金属的密度；②金属的比热容；③金属的热导率； ④金属的结晶潜热 L；⑤金属的粘度；⑥金属的表面张力；⑦金属的结晶特点 第二类因素—铸型性质方面的因素：①铸型的蓄热系数 b2；②铸型的密度；③铸型的比 热容；④铸型的热导率；⑤铸型的温度；⑥铸型的涂料层；⑦铸型的发气性和透气性 第三类因素—浇注条件方面的因素：①液态金属的浇注温度；②液态金属的静压头 H；③ 浇注系统中压头损失总和；④外力场（压力、真空、离心、振动等） 第四类因素—铸件结构方面的因素： ①铸件的折算厚度 R；②由铸件结构所规定的型腔的 复杂程度引起的压头损失 具体的因素的影响：结晶潜热对于纯金属和共晶成分的合金，一般的浇注条件下，是一个 重要因素，凝固过程中释放的潜热越多，则凝固进行的越缓慢，流动性越好，对于结晶温度 范围较宽的合金，散失一部分潜热后，晶粒就连成网络而阻塞流动，大部分结晶潜热的作用 不能发挥，所以对流动性影响不大；比热容和密度较大的合金，因本身含有较多的热量，在 相同的过热度下，保持液态时间长，流动性好，热导率小的合金，热量散失慢，保持流动的 时间长，热导率小，在凝固期间凝固并存的两相区小，流动阻力小，故流动性好；铸型的蓄 热系数表示铸型从其中的金属中吸取并存储于本身中热量的能力， 蓄热系数越大， 充型能力 下降；浇注温度越高，充型能力越好，在一定范围内，充型能力随浇注温度的提高而直线上 升，超过某界限后，由于金属吸气多，氧化严重，充型能力提高的幅度越来越小；充型压头 越大， 浇注系统结构越简单，充型能力越好；铸件的折算厚度越小， 越不容易充满， 越复杂， 流动阻力大，填充困难 3.液态金属凝固过程中的液体流动主要包括自然对流和强迫对流。 自然对流是由密度差和 凝固收缩所引起的流动，由密度差引起的对流称为浮力流，凝固过程中由传热、传质和溶质 再分配引起液态合金密度的不均匀，密度小的液相上浮，密度大的液相下沉，称为双扩散对 流，凝固及收缩引起的对流主要发生在枝晶之间 强迫对流是由液体受到各种方式的驱动力而产生的流动，如压力头、机械搅动、铸型振动 以及外加电磁场等。

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4.液体在枝晶间的流动驱动力主要来自三个方面：凝固时的收缩、由于液态成分变化引起 的密度改变以及液体和固体冷却时

各自收缩所产生的力。 5.传热的三种基本方式：传导传热、对流换热和辐射换热，液态金属中的过热热量和凝固 潜热，主要是以热传导的方式向铸型外释放；铸件在凝固过程中会释放出大量的潜热，铸件 凝固冷却的过程实质上是铸件内部过热热量（显热）和潜热不断向外散失的过程。其中过热 的热量仅占 20%，凝固潜热 80%。 6.铸件的凝固时间：液态金属充满铸型的时刻至凝固完毕所需要的时间；单位时间凝固层 增长的厚度称为凝固速度。 铸件凝固平方根定律：设时间 t 内半无限大平板铸件凝固厚度 为 ξ，则 t=ξξ/KK,式中 K 为凝固系数，平方根定律比较适合于大平板和结晶间隔小的合金 铸件，对于任意形状铸件，其体积为 V，表面积 S，这时其凝固厚度 ξ 可用 R=V/S，代替即 t=RR/KK,R 称为折算厚度，此为折算厚度原则。 7.影响铸件凝固的因素：合金的化学成分；铸件断面上的温度梯度 第三章 液态金属的凝固形核生长方式 1.液态金属转变成固态的过程称为液态金属的凝固，或叫做金属的一次结晶。 2.液态金属的凝固过程是一种相变，据热力学分析，它是一个降低系统自由能的自发进行 的过程，系统的吉布斯自由能为：G=H-TS，H 式中为焓；T 为热力学温度；S 为熵，结构 高度紊乱的液相具有更高的熵值，液相的 G 将以更大的速率下降，低温下固相的自由能低 于液相，并于某一温度的时候相交，二者的吉布斯自由能的差值为 ΔGv=GL-Gs=（HL-Hs） -T(SL-Ss)，有 HL-Hs=L, SL-Ss=ΔS，L 为结晶潜热，ΔS 为熔化熵，ΔGv=0 时有 ΔS=L/Tm， 所以就是有 ΔGv=LΔT/Tm，式中 ΔT=Tm-T，为过冷度，金属凝固时的驱动力是由过冷提供 的，过冷度越大，驱动力越大。 凝固过程中要克服热力学障碍和动力学障碍，主要是液态金属中的成分、温度、能量的不 均匀而存在成分、相结构、能量三个起伏来克服。 （由相变动力学理论，液态金属中原子在 结晶过程中高能态的液态原子变成低能态的固态中的原子， 必须跨过能态更高的的高能态 ΔGv 区，高能态区即为固态晶粒与液态相间的界面界面具有界面能，它使体系的自由能增 加。生核或晶体的长大，是液态中的原子不断地向前推进的过程。这样只有液态金属中那些 具有高能态的原子或者是被―激活‖的原子才能越过高能态界面变成固体中的原子， 完成凝固 过程，ΔGv 称为动力学障碍） 热力学障碍是由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生的，它直接影响到系统自 由能的大小， 界面自由能既是这样的情况。 动力学障碍是由金属原子穿越界面过程所引起的， 它与驱动力大小无关，而仅仅取决于界面的结构和性质。 3.亚

稳态的液态金属通过起伏作用在某些微观小区域内生成稳定存在的晶态小质点的过 程称为形核。其条件有：必须处于亚稳态以提供相变驱动力；其次就是要通过起伏作用克服 能障。 4.均质形核：在没有任何外来界面的均匀熔体中的形核过程。均质形核在熔体各处概率相 同，热力能障比较大。 5.异质形核：在不均匀的熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底进行形核的过程。 6.均质形核：ζcl 为固相核心与液体间界面能，对其求导就可以知道临界半径以及临界形 核功。  G   G 均  V  G V    临界形核功等于表面能的 1/3。由液态金属中的能量起伏提供 4 3 2 其形核速率为单位时间、单位体积生成固相核心数目。    r  G V  4  r  CL 3 I 均=foN*（N*为单位体积液相为临界半径的原子团数目，fo dG均 为单位时间转移到一个晶核上的原子数目） 2 C L 2 C L T m * 0 r   7.异质形核：⑴实际液态金属或合金中存在大量高熔点既不熔化 d r Gv L  T

3

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又不溶解的夹杂物可作为形核基底。

3 3 2  Lc 2  Lc T m   4 r   2  3 cos   cos   * 2 r异    G 异＝   G V  4  r  LC    Gv L  T 4  3  

⑵异质形核影响因素：①过冷度，过冷度越大，形核速率越快；②界面：界面由夹杂物的 特性、形态和数量来决定，根据夹杂物的晶体结构俩确定，当界面两侧夹杂物和晶核的原子 排列方式相似，原子间距相近，或在一定范围内成比例，就可能出现界面共格对应，可用点 阵失配度 δ 来衡量 aS  aC   当 δ≤0.05 时，称完全共格界面，其界面能 σCS 较低，衬底 aC 促进非均匀形核的能力很强。 当 0.05

，以小平面生长，界面的平衡结构是界面能 最低的结构。在平整界面上随机添加固相原子使粗糙化，其自由能变化相对量为

Gs N kT m    x (1  x )  x ln x  (1  x ) ln (1  x )

 

L

kT m 

n ( )

Ja ckso n因 子

x=NA/N 界面原子的占据率；L 潜热，α≈（ΔSm/R） （n/ν）ΔSm/R 取决于两相热力学性质 k 波耳兹曼常数；n/v：表面配位数/内部配位数，与晶体结构及界面处晶面取向有关。   2 的金属： x=0.5 时界面最稳定  >2 的金属： 0.95

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第四章 单相合金与多相合金的凝固 1.按照凝固过程中晶体的形成特点，合金可分为单相合金和多相合金两大类，单相合金是 指在凝固过程中只析出一个固相的合金，如固溶体、金属间化合物等。多相合金是指结晶过 程中同时析出两个以上新相的合金。 2.⑴菲克第一定律： 对于一个 A、 物质的二元系， B 溶质 A 在扩散场中某处的扩散通量 JA[又 称扩散强度，为单位时间通过单位面积的溶质量]与溶质在该处的浓度梯度成正比，即

 D d

J

C

dx

A

，D 为物质 A 的扩散系数，即单位浓度梯度下的扩散通量，

d

C

dx

A

为溶质

A

A 在 x 方向上的浓度梯度，即单位距离内的溶质浓度变化率。 ⑵菲克第二定律：对于不稳定的扩散源，在一维扩散的情况下，扩散场中任一点的浓度随 时间的变化率与该点的浓度梯度随空间的变化率成正比，其比例系数就是扩散系数，即

C t

A



 C D x

2

A

2

3.单相合金的凝固：⑴除纯金属以外，单相合金凝固过程中一般是在一个固液两相共存的 温度区间内完成，在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分，因此结晶过程 必然导 致界面处固液两相成分的分离， 同时由于界面处两相成分随温度降低而变化， 故晶体生长与 传质过程必然相伴而生。这样，从形核开始到凝固结束，在整个结晶过程中固液两相内部将 不断进行着溶质元素的重新分布过程，称为合金结晶过程中的溶质再分配。 （起因：同一温 度下的固相与液相溶质的溶解度不同） ⑵在一定的压力条件下，凝固体系的温度、成分完全由相应合金系的平衡相图所规定，这种 理想状态下的凝固过程称为平衡凝固。 对于大多数的实

际材料加工， 所涉及的合金凝固过程 一般不符合上述平衡凝固的条件，合金凝固过程中的固液两相成分并不符合平衡相图的规 定，尽管如此，可以发现在固液界面处合金成分符合平衡相图，这种情况称为界面平衡，相 应的凝固过程称为平衡凝固过程，也称为正常凝固。 ⑶溶质平衡分配系数：其定义为在给定的温度下，平衡固相溶质浓度 CS 与液相溶质浓度 CL 之比：k=CS/CL

C0

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4.平衡凝固时溶质的再分配 固相与液相中溶质扩散充分进行。平衡凝固时固相和液相的溶质浓度： CSfS+CLfL=CO k=CS/CL fS+fL=1

CS 

C0k 1  f s (1  k )

CL 

C0 k  f L (1  k )

5. 近平衡凝固时的溶质再分配 * * * ⑴、固相无扩散，液相均匀混合 ( C L  C S ) d f S  (1  f S ) d C L 固相内成分不均匀——晶内偏析

CL 

*

CS k

*

dC L 

*

dC S k

*

ln C S  ( k  1) ln (1  f S )  ln D

*

f s  0时 , C S  kC 0 , D  kC 0

*

dC S CS

*

*



(1  k ) d f S 1  fS

C S  k C 0 (1  f S )

*

k 1

CL  C0 fL

*

k 1

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(b)凝固开始，(c)T*、fs 时，(d)凝固末期 ⑵固相无扩散，液相只有有限扩散而无对流

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C S  C 0 [1  (1  k ) ex p ( 

kR DL

x )]

2

• •

凝固进入稳定状态时， D L

d CL dx

2

 R

dC L dx

 0

式中 x 为离开界面的距离，DL 为溶质在液相中的扩散系数， R 为界面推进速度。 结合边界条件有通解和特解分别为：

C L  A  B ex p (  R DL x)

   1 k R C L  C 0 1  ex p   x  k  DL  

因x  DL k e 1 k  时 ， CL  C0   R ke  

• •

D L / R 称作―特性距离‖

⑶固相无扩散，液相有对流

(a)液相容积足够大；(b) 液相容积有限 如果液相容积很大，则 扩散层以外液相中的溶 质浓度 C L 接近合金原 始 C0 扩散层 δ 内溶质扩散场 可用下式描述:

DL d CL dx

2 2

 R

dC L dx

 0

R DL

通 解 C L  A  B ex p ( 

x )

A  CL 

*

CL  C0

*

1  ex p ( 

R DL

)

B 

CL  C

*

1  ex p ( 

如果液相容积有限， 则溶质富集层 δ 以外的液相成分， 在凝固过程中将不再维持原始合金成 分 C0 值不变而是逐渐提高。 用C L表示溶质富集层 δ 以外的液相平均溶质浓度，则 * * C C 搅拌对流愈强：δ 越小， S越小，固相的溶质越少，生长速度愈大：R 越大， S 越接近 C0 6.成分过冷 ⑴产生条件：金属凝固时所需的过冷度，若完全是由热扩散控制，这样的过冷称为热过冷， 其过冷度称为热过冷度， 纯金属凝固时就是热过冷， 热过冷度为凝固温度与实际凝固温度之 差。对于合金，由于液相成分的变化，导致理论凝固温度的变

化。当固相无扩散而液相只有 扩散的单相合金凝固时，界面处溶含量最高，离界面越远溶质含量越低。平衡液相温度则与 此相反， 界面处温度最低； 离界面越远， 液相温度越高， 最后接近原始成分合金的凝固温度。 溶质富集引起界面前液体凝固温度（熔点、液相线温度）变化。

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合金原始成分 C0，平衡结晶温度 T0，液相线斜率 mL

T0  T

x

C x  C0

 mL

T x  T0  m L ( C x  C 0 ) T x为 成 分 C x 对 应 的 液 相 线 温 度

T x  T0  m L ( C x  C 0 )

成分过冷的形成——内因＋外因（冷却速度，G）  TC  T x  (Ti  G L x ) GL 为外界冷却引起的温度梯度(实际温度直线的斜率) ΔTc=TL(X’)-T(X’),即理论凝固温度与实际温度之差， 是由于界面前方溶质再分配引起的， 这 样的过冷称为―成分过冷‖， 产生的条件： 第一是固液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配； 第二是固液界面前方液相实际温度分布或实际温度分布梯度 GL 必须达到一定的值。 影响成分过冷区宽度和过冷度大小的因素： 工艺因素：GL, R 合金本身的因素：DL, mL, k, C0 m C 1 k GL 7.成分过冷对单相合金凝固过程的影响  L 0  ⑴无成分过冷的平面生长，平面生长的条件： R DL k ⑵窄成分过冷区的胞状生长 随着成分过冷度的增大，晶体有胞状变为柱状晶、柱状枝晶和自由树枝晶。 ⑶就合金的宏观结晶状态而言， 平面生长、 胞状生长和柱状树枝晶生长都属于一种晶体自型 壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为外生生长。而等轴晶是在液体内部自由生 长的，称为内生生长。 ⑷枝晶间距是指相邻同次枝晶之间的处臵距离。 8.共晶合金的凝固根据界面结构分为非小平面-非小平面共晶合金（规则共晶）以及非小平 面-小平面共晶合金（非规则共晶） ⑴非小平面-非小平面共晶合金共晶两相 α 和 β 均具有非小平面生长的粗糙界面，组成相 的形态为规则的棒状或层片状，由于为金属状态物质结晶的基本特点，又称为金属-金属共 晶合金。 ⑵共晶合金的共生生长： 根据平衡相图， 只有具有共晶成分这一固定组成的合金才能获得 全部的共晶组织，但在实际凝固条件下，即使是共晶点附近非共晶成分的合金，当其以较快 的速度冷却到平衡相图上两条液相线的延长线以下的区域时，液相内部两相同时达到过饱 和，都具备了析出的条件，然而实际上往往是某一相首先析出，然后另一相再在先析出相的 表面上析出，从而开始两相交替竞争析出的共晶凝固过程，最后全部为共晶组织，这种由非 共晶成分合金发生共晶凝固而获得共晶组织称为伪共晶组织。 ⑶实

际共晶生长区取决于共晶生长的热力学和动力学因素综合作用。 大致分为对称型和非 对称型：①当组成共晶的两个组元的熔点相近，两条液相线形状彼此对称，共晶两相性质相 近， 在共晶成分、 温度区域内的析出动力学因素大致相当， 就容易形成相互依附的共晶核心， 同时两组相元在共晶成分、温度区域内的扩散能力也接近，易于保持两相等速协同生长，这 种条件下，共晶共生区就形成了对称型，一般只发生在金属-金属共晶系中。②当组成共晶

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两相的两个组元的熔点相差很大， 两相液相线不对称， 共晶点成分通常靠近低熔点组元一侧， 此时，共晶两相的性质相差往往很大，高熔点相往往易于析出，且其生长速度也较快，两相 在共晶成分、温度区域内生长的动力学条件差异就破坏了共晶 共生区的对称性，使其偏向 高熔点组元一侧，形成非对称型共晶 共生区，大多数为金属 –非金属。 其多样性取决于液相温度梯度、初生相和共晶的长大速度与温度的关系。 ⑷离异生长和离异共晶：合金液可以在一定成分条件下通过直接过冷而进入共晶共生区， 也可以在一定过冷条件下通过初生相的生长使液相成分发生变化而进入共晶共生区。 合金液 一旦进入 共晶共生区， 两相就能借助于共生生长的方式进行共晶结晶， 从而形成共晶组织。 然而也存在着合金液不能进入共晶共生区的情况， 这种情况下， 共晶两相没有共同的生长界 面，它们各以不同的速度独立生长，也就是说，两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离 的， 因而在形成的组织上没有共生共晶的特征， 这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异共 晶。①当一相大量析出，另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶组织，原因第 一是系统本身造成的，当合金成分偏离共晶点很远，初晶相长的很大，共晶成分的残留液很 少，类似于薄膜分布在枝晶之间，当共晶转变时，一相就在初生相的枝晶上继续长出，而另 一相则单独留在枝晶间；第二种原因是由另一相的形核困难所引起的，合金偏离共晶成分， 初晶相长得较大， 另一相不能以初生相为衬底形核， 或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻， 初生相继续长大而把另一相留在枝晶间。②当领先相为另一相的―晕圈‖所封闭时，将形成领 先相呈球团状结构的离异共晶组织： 晕圈的形成是因两相在形核能力和生长速度上的差别所 致。 9.规则共晶凝固 ⑴层片状共晶：其重要的参数是共晶间距，过冷度为  T  m ( C  C  ) C L E L 层片间距：   A R  与凝固速率 R 的平方成反比。

1 2

⑵棒状共

晶：取决于共晶中 α 相与 β 相的体积分数和第三组元的影响。 ①体积分数，当一相的体积分数远小于另一相时棒状生长，相近时层片状生长，如果一 相的体积分数小于 1/π 时，棒状；体积分数在 1/π~1/2 之间时，层片状。②第三组元的影响， 当第三组元在共晶两相中的分配系数相差较大时， 其在某一相的固液界面前沿的富集， 将阻 碍该相的继续长大，而另一相的固液界面前沿由于第三组元富集较少，其长大速率较快，于 是由于搭桥作用， 落后的一相将被长大快的一相隔成晒网状组织， 继续发展为棒状共晶组织。 第五章 铸件凝固组织的形成与控制 1.铸锭界面宏观组织的三种形态： ⑴表面细晶粒区时紧靠铸型壁的激冷组织， 也称激冷区， 由无规则排列的细小等轴晶组成；⑵柱状晶区由垂直于型腔壁（沿热流方向）且彼此平行排 列的柱状晶粒所组成； ⑶内部等轴晶区由各向同性的等轴晶组成。 等轴晶的尺寸往往比表面 细晶区的晶粒尺寸粗大。 2.铸件宏观组织对铸件性能的影响：表面细晶区由于比较薄，对铸件的性能影响较小，而 柱状晶区和等轴晶区的宽度、 晶粒的大小均随合金成分及凝固条件的不同变化较大， 才是决 定铸件性能的主要因素。 3.促进等轴晶形成的方法： ㈠向熔体中加入强生核剂 ⑴直接作为外加晶核的生核剂 ⑵能形成较高熔点稳定化合物 的生核剂 ⑶通过在液相中微区富集使结晶相提前弥散析出形成的生核剂 ⑷含强成分过冷 元素的生核剂 ㈡控制浇注工艺和增大铸件冷却速度 ⑴采用较低的浇注温度 ⑵采用合适的浇注工艺 ⑶改进铸型激冷倾向和铸型结构 ①铸型激冷能力，采用金属型比砂型更加好获得，除薄壁 铸外 ②液态金属与铸型表面的润湿角， 越小越利于形成 ③铸型表面的粗糙度， 粗糙度越高， 柱状晶尺寸减小，等轴晶面积率提高；⑷动态下结晶细化等轴晶，通过振动、搅拌的措施。

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4.气孔的危害：减少金属的有效承载面积，而且造成局部应力集中，成为零件的裂纹源， 一些形状不规则的气孔，则会增加缺口的敏感性，使金属的强度下降和抗疲劳能力降低。 5.气孔的分类及特征：金属中的气体按照气体的来源的不同分为析出性气孔、侵入性气孔 和反应性气孔；按气孔种类不同分为氢气孔、氮气孔和一氧化碳气孔。 ⑴ 析出性气孔 液态金属在冷却凝固过程中，因气体溶解度下降，析出的气体来不及逸 出而产生的气孔。主要有氢气和氮气；通常在铸件断面上大面积分布，或分布在铸件的某一 局部区域， 尤其是在冒口附近和热节等温度较高的的区域分布比较密集。 气孔形状有

团球状、 裂纹多角形、断续裂纹装或混合型，当含气体少时呈裂纹状，多时较大呈团球形； ⑵侵入性气孔 砂型或砂芯等在液态金属高温作用下产生的气体， 侵入金属内部而形成的 气孔，其特征是数量较少、体积较大、孔壁光滑、表面有氧化色，常出现在铸件的表层或近 表层。形状呈梨形、椭圆形或圆形，梨尖一般指向气孔侵入方向。 ⑶反应性气孔 液态金属内部或与铸型之间发生化学反应而产生的气孔。 5.气孔的形成过程：气泡的生核、气泡的长大、气泡的上浮。 6.防止铸件产生气孔的措施： ⒈防止析出性气孔 ⑴消除气体来源 保持炉料清洁、干燥，控制型砂、芯砂的水分；限 制铸型中有机粘结剂的用量和树脂的氮含量；加强保护，防止空气侵入液态金属中 ⑵金属 熔炼时控制熔炼温度勿使其过高 或采用真空熔炼， 可降低液态金属的含气量 ⑶对液态金属 进行除气处理 主要有浮游除气法和氧化去气法 ⑷阻止液态金属内气体的析出 提高金属凝 固时的冷却速度和外压。 ⒉防止侵入性气孔的措施： ⑴控制气体的来源 严格控制型砂和芯砂中发气物质的含量和 湿型的水分，干型应保证烘干质量并及时浇注，冷铁或芯铁应保持表面清洁、干燥。浇口套 和冒口套应该烘干后使用 ⑵控制砂型的透气性和紧实度 透气性越差， 紧实度越高， 侵入性 气孔的产生倾向越大 ⑶提高砂型和砂芯的排气能力 ⑷适当提高浇注温度 ⑸提高液态金属 的熔炼质量 降低其中的硫的含量。 ⒊防止反应性气孔的措施：⑴采取烘干、除湿等措施防止和减少气体进入液态金属；⑵ 严格控制合金中强氧化性元素的含量；⑶适当提高液态金属的浇注温度。 7.夹杂物是指金属内部或表面存在的与基本金属成分不同的物质，它主要来源于原材料 本身的杂质以及金属在熔炼、 浇注和凝固过程中与非金属元素或化合物发生反应而形成的产 物。 夹杂物的分类：⑴按夹杂物的来源可分为内在夹杂物和外来夹杂物，前者是指在熔炼、铸 造或焊接过程中， 金属与其内部非金属发生化学反应而生成的化合物； 后者是指金属与外界 物质接触发生相互作用所生成的非金属夹杂物。 ⑵按夹杂物组成可分为氧化物、 硫化物硅酸 盐等； ⑶按夹杂物形成时间分为一次夹杂物和二次夹杂物， 一次的是指在金属熔炼及炉前处 理过程中产生的， 二次的是指液态金属在充型和凝固过程中产生的； ⑷按夹杂物的形状可分 为球形、多面体、不规则多角形、条状及薄板状、板形等（此外还可以根据大小分为宏观和 微观夹杂物，熔点高低分为难熔和易熔夹杂物） 。 由于夹杂物与金属基体有着不同的弹性模

量和膨胀系数造成裂纹。 8.一次夹杂物的形成：在金属熔炼及炉前处理过程中，液态金属内会产生大量的一次非金 属夹杂物，其形成分为偏晶析出和聚合长大； 9.排除液态金属中一次夹杂物的途径：⑴加熔剂 在液态金属表面覆盖一层能吸收上浮夹 杂物的熔剂或加入能够降低夹杂物密度或熔点的熔剂有利于夹杂物的排除 ⑵过滤法 使液 态金属通过过滤器去除夹杂物（机械作用和吸附作用两种） 。 10.二次夹杂物的形成：液态金属与大气或氧化性气体接触时，其表面会很快形成一层氧 化薄膜， 吸附在表面的氧元素将向液态金属内部扩散， 而内部易氧化的金属元素则向表面扩

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散， 从而使氧化膜的厚度增加， 若表面形成的是一层致密的氧化膜则能阻止氧原子继续向内 部扩散，氧化停止，要是氧化膜遭到破坏，则在破坏的表面上很快形成新的氧化膜。在浇注 及充型过程中， 由于金属流动时产生的紊流、 涡流及飞溅等， 表面氧化膜会被卷入金属内部。 此时因液体的温度下降较快， 卷入的氧化物在凝固前来不及上浮到表面， 从而形成二次氧化 夹杂物。 其形成的影响因素：⑴化学成分 ⑵液流特性 ⑶熔炼温度 防止和减少的途径：⑴正确选择合金成分，严格控制易氧化元素的含量；⑵采取合理的浇 注系统及浇注工艺，保持液态金属充型过程平稳流动；⑶严格控制铸型水分，防止铸型内产 生氧化性气氛；⑷对要求高的重要零件或易氧化的合金，可在真空或保护性气氛下浇注。 11.偏析夹杂物（次生夹杂物）指的是合金凝固过程中因液—固界面处液相内溶质元素的 富集而产生的非金属夹杂物，其大小属于微观范畴。 12.收缩：金属在液态、凝固态和固态冷却过程中发生的体积减小现象；它是金属本身的 物理性质，也是引起缩孔、缩松、应力、变形、热裂和冷裂等缺陷的重要原因。经历三个阶 段液态收缩阶段、凝固收缩阶段和固态收缩阶段：⑴液态收缩即液态金属从浇注温度 T 浇 冷却到 TL 产生的体收缩，εv 液=αv 液（T 浇－TL）× 100%,εv 液为液态体积收缩率，αv 液为金 属液体收缩系数，它以及液相线温度主要取决于合金成分。⑵凝固收缩：金属从液相线冷却 到固相线所产生的体收缩，εv 凝=εv（L→S）+αv（L→S） L－TS）, εv（L→S）为因相变的体收缩率， （T αv（L→S）凝固温度范围内的体收缩系数，⑶固态收缩：金属在固相线以下发生的体收缩，εv 固=αv 固（TS－TO）× 100%,εv 固为固态体收缩率。 金属在浇注温度冷却到室温所产生的为三者之和： 总=εv 液+εv 凝+εv 固，其中液态收缩和凝 εv 固收缩时铸件产生缩孔和

缩松的基本原因，εv 液+εv 凝越大，缩孔体积越大；⑷铸件的收缩， 铸件收缩时还会受到外界阻力的影响，包括热阻力（铸件温度分布不均匀所致） 、铸型表面 摩擦力和机械阻力）等。 13.铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出 现孔洞。容积大而集中的孔洞为缩孔，细小而分散的孔洞称为缩松。 缩孔常出现于纯金属、 共晶成分合金和结晶温度范围较窄的铸造合金中， 且多集中在铸件 的上部和最后凝固的部位，分为内缩孔和外缩孔。 缩松按其形态分为宏观缩松和微观缩松两类。缩松多出现在结晶温度范围较宽的合金中， 长分布在铸件壁的轴线区域，缩孔附近或铸件厚壁的中心部位。 14.缩孔和缩松的形成机理：铸件产生集中缩孔的基本原因是金属的液态收缩和凝固收缩 之和大于固态收缩， 产生缩孔的条件是铸件由表及里逐层凝固， 缩孔一般集中在铸件顶部或 最后凝固的部位。 缩松和缩孔的基本原因一样， 但形成缩松的条件是金属的结晶温度范围较宽， 倾向于体积 凝固或同时凝固方式、断面厚度均匀的铸件。 15.铸铁的缩孔和缩松：灰铸铁和球墨铸铁在凝固过程中会析出石墨而产生体积膨胀，因 此比较复杂， 亚共晶灰铸铁和球墨铸铁的共同特点就是初生奥氏体枝晶能迅速布满铸件的整 个断面，而且奥氏体枝晶具有很大的连成骨架的能力，有产生缩松的可能性。灰铸铁共晶团 中的片状石墨， 与枝晶间的共晶液直接接触， 因此片状石墨长大时所产生的体积膨胀大部分 作用在所接触的晶间液体上， 迫使它们通过枝晶间的通道去充填奥氏体枝晶间因液态收缩和 凝固收缩所产生的小孔洞，从而大大降低了灰铸铁产生缩松的严重程度，这就是―自补缩现 象‖。 被共晶奥氏体包围的片状石墨，由于碳原子的扩散作用，在横向上也要长大，但速度很慢。 石墨片横向长大所产生的膨胀力作用在共晶奥氏体上， 使共晶团膨胀， 并传到邻近的共晶团 或奥氏体晶体骨架上，使铸铁产生缩前膨胀。这个也是有一定的自补缩效果，但是这中作用

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很小且是逐渐发生，同时因灰铸铁在共晶凝固中期，在铸件表面已经是形成硬壳，所以灰铸 铁的缩前膨胀一般只有 0.1%~0.2%，因此灰铸铁产生缩松的倾向很小。 而球墨铸铁在凝固中后期， 石墨球长大到一定程度后四周形成奥氏体壳， 使碳原子通过奥氏 体扩散到共晶团中使石墨长大。当共晶团长大到相互接触后，石墨化膨胀所产生的膨胀力， 只有一小部分作用在晶间液体上， 而大部分作用在相邻的共晶团上或奥氏体枝晶上， 趋向于 把他

们挤开。因此球墨铸铁的缩前膨胀比灰铸铁大得多，随着石墨球的长大，共晶团之间的 间隙逐步扩大，并使铸件普遍膨胀。共晶团之间的间隙就是球墨铸铁的显微缩松，而共晶团 之间的间隙则构成铸件的缩松。 16.影响缩孔和缩松的因素：⑴金属的性质 ⑵铸型条件 ⑶浇注条件 ⑷铸件尺寸 ⑸补缩 压力 影响灰铸铁和球墨铸铁的缩松和缩孔的因素： ⑴铸铁成分 ⑵铸型刚度 金属型—覆砂 金属型—水泥型—水玻璃砂型—干型—湿型 依次降低 17．防止铸件产生缩孔的措施：⑴顺序凝固，铸件的顺序凝固原则是采取各种措施，保证 铸件各部分按照距离冒口的远近，由远及近朝着冒口方向凝固，冒口本身最后凝固。⑵同时 凝固， 同时凝固原则是采取工艺措施保证铸件各部分之间没有温差或温差尽量小， 使各部分 同时凝固，⑶控制缩孔和缩松的工艺措施：调整液态金属的浇注温度和浇注速度，可以加强 顺序凝固或同时凝固， 采用高温慢浇工艺， 则能增加铸件的纵向温差， 有利于顺序凝固原则； 通过多个内浇道低温快浇，则减小纵向温差，有利于实现同时凝固原则，使用冒口、补缩和 冷铁是防止缩孔和缩松最有效的工艺措施。加压补缩法是防止产生显微缩松的有效方法。 18.成分偏析：液态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。可分为微 观偏析和宏观偏析， 微观偏析是指小范围内的化学成分不均匀现象， 按位臵可以分为晶内偏 析（枝晶偏析）和晶界偏析，宏观偏析是指凝固断面上各部位的化学成分不均匀现象，可分 为正常偏析、逆偏析、 、重力偏析等。 微观偏析和宏观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， 如果合 金各部位浓度 Cs 与合金原始平均浓度 Co 满足：Cs＞Co 为正偏析，Cs＜Co 为负偏析 19.微观偏析：⑴晶内偏析是在一个晶粒内出现的成分不均匀现象，常产生于具有一定结 晶温度范围、能够形成固溶体的合金中，其中对于溶质扩散系数 k＜1 的固溶体合金，晶粒 内先结晶部分含溶质较少，后结晶部分溶质较多，这种即是晶内偏析；固溶体合金按树枝晶 方式生长时，后结晶的枝干与后结晶的分枝也存在成分差异，这种出现的成分不均匀现象， 为枝晶偏析。晶内偏析程度取决于合金相图形状、偏析元素的扩散能力和冷却条件。防止措 施一般常采用均匀化退火，即将合金加热到低于固相线 100~200℃的温度进行长时间保温， 使偏析元素进行充分扩散。 ⑵晶界偏析：在合金凝固过程中，溶质元素和非金属夹杂物富集于晶界，使晶界与晶内的化 学成分出现差异，这种成分不均匀现象称为

晶界偏析。①两个晶粒并排生长，晶界平行于晶 体生长方向 ②两个晶粒相对生长，彼此相遇而形成晶界。它比晶内偏析危害更大，既会降 低合金的塑性和高温性能，又会增加热裂倾向，生产中也是采用细化晶粒，均匀化退火。 20.宏观偏析⑴正常偏析：铸造合金一般从与铸型壁相接触的表面层开始凝固，当合金的 溶质分配系数 k＜1 时，凝固界面的液相将有一部分被排出，随着温度的降低，溶质的浓度 将逐渐增加，越是后来结晶的固相，溶质浓度越高。当 k＞1 则相反，按照这种再分配规律， 为正常现象，称之为正常偏析。可以用来对金属进行精炼提纯。⑵逆偏析：与正常偏析相反 的情况，其特点是：结晶温度范围宽的固溶体合金和粗大的树枝晶易产生逆偏析，缓慢冷却 时逆偏析增加，若液态合金中溶解较多的气体，则在凝固过程中促进逆偏析的形成；⑶V 形 偏析和逆 V 形偏析，降低冷却速度，枝晶粗大，液体沿枝晶间的流动阻力小，促进富集液 的流动，增加此种倾向；⑷带状偏析：常出现在铸锭或厚壁铸件中，特点是总是和凝固的固 液界面相平行， 溶质的偏析系数越大， 越易形成。 减少溶质的含量， 采取孕育措施细化晶粒，

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加强固液界面前的对流和搅拌，可减少之；⑸重力偏析：由于重力作用而出现的化学成分不 均匀的现象，防止方法有加快冷却速度、加入能阻碍初晶沉浮的元素、浇前对液态合金充分 搅拌。 21.变形和裂纹：铸件收缩时，在合金有效结晶温度间隔内，合金的强度和塑性都很低， 在应力作用下很易产生变形或热裂，应力不会残留于铸件内，该温度范围称为热裂区。但处 于固相线以下某一温度范围时， 合金的强度和塑性随温度的下降而升高， 因此铸件在应力作 用下，容易发生塑性变形而使应力松弛，该温度范围称为变形区，其温度下限为塑性与弹性 转变的临界温度。在临界温度以下，强度随温度下降而继续升高，塑性急剧下降至某一较低 水平，如果铸件受外力作用则将发生弹性变形，并在铸件内部保持着应力，该温度范围称为 应力区。 铸件产生的应力分为热应力、 相变应力和机械阻碍应力。 热应力是铸件冷却过程中各部位冷 却速度不同，因而同一时刻的收缩量不等，互相制约形成的应力。相变应力是固态发生相变 的合金，因各部位达到相变温度的时刻不同，相变程度也不同而产生的应力。机械阻碍应力 是铸件收缩受到诸如铸型、型芯、箱带或芯骨等外部机械阻碍产生的应力。 22.铸件的变形和冷裂：挠曲是铸件中最常见的变形。铸件的冷裂是铸件处于弹性状态、 铸造应力超

过材料的抗拉强度时产生的裂纹。 常发生在拉应力集中的部位， 如铸件厚部或内 部以及转角处，与热裂的产生部位一样，但冷裂的断口表面有金属光泽或呈轻度氧化色，裂 纹走向平滑，往往是穿过晶粒而非沿晶界发生，这是其与热裂的显著不同。 23.铸造应力的防止和消除：主要是使铸件冷却均匀，减小各部分温度差，改善铸型及型 芯退让性，减小铸件收缩时的阻力。 ，若产生了残余应力则可采用自然时效、人工时效及共 振法等消除。 24.铸件变形和冷裂的防止和消除：产生的原因是铸造应力，故防止措施和应力的相同。 同时可以采用⑴反变形措施，⑵设臵防变形的―拉肋‖，⑶对于容易变形的重要铸件，可采用 早开箱即入炉缓冷的方法，⑷用浇注系统调整铸件的温度场。 25.热裂：是铸件在高温状态时形成的裂纹类缺陷，防止措施：⑴提高合金抗裂能力，⑵ 改善铸型和型芯的退让性，减少铸件收缩时的各种阻力，⑶减小铸件各部位温差，建立同时 凝固的冷却条件，⑷改进铸件结构的设计（设计中应尽量缩小或消除热节和应力集中） 26.快速凝固：指采用急冷或大过冷技术获得很高的凝固前沿推进速度的一种凝固过程。 特点是形成超细组织，形成亚稳相或新的结晶相；形成微晶、纳米晶或金属玻璃。此技术分 为急冷凝固技术（模冷技术、雾化技术和表面熔化与沉积技术）和大过冷技术 27.定向凝固又称定向结晶，是使金属或合金在熔体中定向生长晶体的一种工艺方法。常 用的方法有发热剂法、功率降低法、快速凝固法和液态金属冷却法。 第二篇 连接成形理论基础 第七章 焊缝及其热影响区的组织和性能 1.焊接是通过加热或加压、或二者并用，用或不用填充材料，使两个分离的工件（同种或 异种金属或非金属，也可以是金属与非金属）产生原子（分子）间结合而形成永久性连接的 工艺过程。 加热对于金属材料而言使结合处达到熔化或塑性状态，接触面的氧化膜迅速破 坏，熔化凝固后形成的焊缝将被焊金属连接成为一个整体。加热还可以增加原子的振动能， 促使化学反应、扩散、结晶和再结晶过程的进行。除加热外，可同时或单独采用加压，其目 的是破坏接触表面的氧化膜，使结合处有效接触面积增加，达到紧密接触实现焊接的目的。 2.分为熔焊、压焊和钎焊，熔焊是通过局部加热使连接处达到熔化状态，然后冷却结晶形 成共同晶粒。压焊是利用加压、摩擦、扩散等物理作用克服连接表面的不平度，挤除氧化膜 等污物，在固态条件下实现连接。钎焊采用熔点低于母材的金属材料做钎料， ，液态钎料靠 毛细作用进入接头间隙

而润湿母材金属表面， 与母材相互扩散而形成钎焊接头 （不形成共同

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晶粒） 。 3.熔焊焊接接头一般经历加热、熔化、冶金反应、凝固结晶、固态相变直至形成焊接接头。 4.分为焊接热过程、焊接化学冶金过程以及焊接物理冶金过程。在焊接进行过程中，焊缝 周围未熔化的母材在加热和冷却过程中， 发生了显微组织和力学性能变化的区域成为热影响 区。焊接接头有焊缝、热影响区和母材组成。焊缝和热影响区之间有一薄层过渡区，称为熔 合区。 5.焊接温度场是用等温线表示的。当热源功率一定时，增大焊接速度，某一温度的等温线 所包围的范围缩小，温度线形状细长，当速度一定，随热源功率的增加，一定温度的等温线 所包围的范围显著增大。 6.焊缝金属的组织和性能： ㈠焊接熔池的特征：⑴熔池体积小，冷却速度大，⑵焊接熔池的液态金属处于过热状态， ⑶焊接熔池中液态金属始终处于运动状态。 ㈡熔池凝固的特点：由于其是非平衡凝固，有自己的特点 ⑴联生结晶（或称交互结晶、 外延结晶） 焊接的过热条件下， 均匀形核的可能性非常小， 而熔池边界熔化的母材晶核表面， 完全可能成为新相晶核的―基底‖，由于木材晶粒表面作为新相晶核的几滴不仅所需能量小， 而且在结晶点阵形式及点阵常数上均与新相一致， 因而易于促进新相形核， 这种依附于木材 晶粒的现成表面而形成共同晶粒的凝固方式，成为联生结晶或外延结晶。⑵择优生长 熔池 边界开始结晶以后，晶体便呈柱状晶的形式继续向熔池的内部成长，但并不是齐步前进，有 的长大明显有的怎只是能够长的很短，被抑制生长，由于作为晶核的母材是各向异性的，即 结晶位向不相同，如果和熔池边界等温线相垂直，也正好是散热最快的方向，自然有利于柱 状晶的成长，有的要是偏离了就是不利于生成。在通常的焊接速度下，焊缝的柱状晶是朝向 焊接方向并弯曲地指向焊缝中心，被称为―偏向晶‖，在高速焊接条件下，柱状晶成长方向可 垂直与焊缝边界，一直长到焊缝中心，被称为―定向晶‖⑶凝固线速度 可以通过柱状晶成长 速度或凝固时间来反应。中心速度最快，R=vcosθ。 ㈢焊缝金属凝固组织的形态： ⒈柱状晶⑴平面晶⑵胞状晶⑶胞状树枝晶⑷树枝状晶⒉等轴 晶 ⒈柱状晶 ⑴平面晶（又称平滑晶）在固液界面前方液相中温度梯度 G 很大，液相中实 际温度曲线高于成分过冷形成的液相线温度线 TL，此时不形成成分过冷区。 向前生长出的晶 核均 被―过热‖的液态金属重新熔化，此时凝固界面为平滑界面，且在柱状晶内 不存在溶质 的

微观偏析，称为平面晶。 ⑵胞状晶 液相中温度梯度 G 变小，实际温度曲线与液相线温度曲线 TL 在小距离 x 内相交，形成少量成分过冷区，此时因平面结晶界面处于不稳定状态，凝固界面长出许多 平行束状的晶芽胞，凸入前方过冷的液相，并继续向前成长，凸出的晶芽胞向侧面亚晶界排 出溶质，使亚晶界的液相线温度下降，于是在 晶粒内部形成一束相互平行的棱柱体元、横 截面近似六角形的亚结构， 其主轴方向同成长方向一致， 每一棱柱体前沿中心都有稍微突前 的现象，这种组织状态称为胞状晶。 ⑶胞状树枝晶 温度梯度 G 进一步减小，成分过冷区增大，晶体成长加快，胞状 晶前沿能够深入液相内部较长的距离， 凸出部分也向周围排出溶质， 而在横向也产生成分过 冷，并从主干上横向长出短小二次枝，在晶粒内部形成较多的十字棱柱体亚结构。 ⑷树枝状晶 温度梯度 G 再进一步减小，产生的成分过冷区进一步增大，晶体成 长速度更快， 在一个晶粒内部只产生一个很长的主干， 其周围界面会突入过冷液相中而形成 二次枝晶。 ⒉等轴晶 当液相温度梯度 G 很小时，在液相中形成很宽的成分过冷区，这时不仅结晶 前沿形成粗大的树枝晶，同时也能在液相的内部形核，产生新的晶粒，这些晶粒的四周不受 阻碍，可以自由成长，形成等轴晶。

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7.焊缝金属性能的控制：①焊缝合金化与变质处理：焊缝合金化的目的是保证焊缝金属的 焊态强度与韧性，可以采取固溶强化（加入锰、硅等合金元素） 、细晶强化（加入钛、铌、 钒等合金元素） 、弥散强化（加入钛、钒、钼等合金元素） 、相变强化等措施。在焊接熔池中 加入少量钛、硼、锆、稀土等元素有变质处理作用，可以有效细化焊缝组织，提高韧性。 ②工艺措施：除上述冶金措施以外，还可以通过调整焊接参数的方法提高焊缝性能，例如采 取振动结晶、焊后热处理等措施。 8.焊接热影响区：熔焊时，在焊接热源的作用下焊缝周围的母材发生组织和性能变化的区 域，HAZ，或称为―近缝区‖（Near Weld Zone） 9.焊接热影响区的热循环特点： ⑴焊接热循环是指在焊接中， 焊件上某点的温度由低到高， 达到最大值后又由高到低随时间的变化过程，即为焊接热循环。⑵焊接热循环的主要参数： ①加热速度 vh 焊接时加热速度比热处理快，加热速度与焊接方法、焊接热输入、母材板厚 及材质等因素有关。 ②最高温度 θm ③相变温度以上的停留时间 th ④冷却速度 vc 或冷却时 间 tc （t8/5 代表从 800℃冷却到 500 摄氏度的冷却时间，t100 代表从 θm 冷却到 100 摄氏度 的冷却时

间，其中只有三个独立参数 vh、θm、vc，其中 θm 和 vc 较为重要） 10.焊接热影响区的组织转变特点：其基本原理和冶金学原理一样，组织转变动力都是来 源于热力学条件，即新相与母材的自由能之差，但是也是有自己的特点：①焊接 HAZ 加热 温度高， 在热处理条件下，可以控制工件的加热温度为 Ac3 以上 100~200℃以控制器晶粒 度，焊接时，熔合线附近的最高加热温度结晶母材的熔点，焊接低碳钢及低合金钢时，温度 高于 1300℃的区域经理严重粗化，这种情况不可避免，只有采取冶金及工艺措施控制；② 加热速度快， 焊接时的加热速度比热处理时要高出几十倍甚至几百倍， 对于加热过程中钢的 奥氏体化有一定影响；③高温停留时间短，焊接快速加热及自然连续冷却的热循环条件， ， 使 HAZ 在 Ac3 以上的停留时间很短，而热处理则是可以控制保温时间；④局部受热，热处 理时是工件在炉中整体受热，焊接时焊件局部受热，且随着焊接热源的移动，被加热区域随 之变化。 11.焊接加热过程中奥氏体化的特点：焊接条件下由于加热速度快，使钢的 Ac1、Ac3 点 相应提高，二者温差也增大，由于 F+P→A 转变时扩散性重结晶过程，快速加热必然使奥氏 体孕育期延长，不利于奥氏体及奥氏体均匀化，钢中含有合金元素时，不但合金元素本身扩 散慢，而且降低碳的扩散速度，这不利于奥氏体化；但是焊接 HAZ 加热温度高，这不但促 进奥氏体化，而且高温下奥氏体晶粒迅速长大，使 HAZ 高温区奥氏体粗大，冷却后为粗大 的奥氏体。 12.焊接热影响区的组织和性能变化㈠HAZ 组织分布：⑴低碳钢及不易淬火的低合金钢 HAZ 分布，这类钢主要有 Q235、20、Q345（16Mn） 、Q420（15MnVN）其分为①熔合区， 是焊缝与母材相邻的部位，最高温度处于固相线与液相线之间，严格来说，它不属于热影响 区，所以称为半熔合区。此区虽然较窄，但是由于晶界与晶内局部熔化，成分和组织不均匀 分布，过热严重，塑性差，所以是焊接接头的脆弱环节；②过热区，温度范围处于固相线到 1100℃左右，由于加热温度高，奥氏体过热，晶粒严重长大，故又称为粗晶区。焊后冷却时， 奥氏体相变产物也因晶粒粗化使塑性、韧性下降，慢冷时还会出现魏氏组织。过热区也是焊 接接头的薄弱环节。③相变重结晶区（正火区） ，母材已经完全奥氏体化，该区处于 1100℃~Ac3（约 900℃）之间。由于奥氏体晶粒细小，空冷后得到晶粒细小而均匀的珠光体 和铁素体，相当于热处理时的正火组织，因此其塑性和韧性很好。④不完全重结晶区， Ac1~Ac3 范围内的 HAZ 属于不完全重结晶区， 由于部分母材

组织发生相变重结晶 F+P→A， 且奥氏体晶粒细小，冷却转变后得到细小的 F+P，而奥氏体化的 F 受热后长大，使该区晶粒 大小、 组织分布均匀， 虽然受热不严重但性能不如相变重结晶区。 ⑵易淬火钢 HAZ 的分布， 这类钢淬硬倾向较大， 包括低碳调质钢、 中碳钢和中碳调质钢， 18MnMoNb、 30CrMnSi 如 45、

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等，其 HAZ 组织变化和分布与母材焊前的热处理状态有关。①焊前为正火或退火状态，焊 前母材为 F+P（S、B）组织。HAZ 主要由完全淬火区和不完全淬火区组成。完全淬火区 θm 高于 Ac3，由于完全 A 化，焊后因快冷得到淬火组织 M（或 M+B） 。但靠近焊缝的高温区 为粗大的 M 组织，韧性很差；θm 在 Ac3~1100℃范围内的区域为细小的马氏体组织。在不 完全淬火区，即 θm 处于 Ac1~Ac3 之间的 HAZ，铁素体很少分解为奥氏体， 而珠光体 P（或 S、B）优先转变为奥氏体，随后冷却时，奥氏体转化为马氏体，而铁素体有所长大但类型 不变，最后得到 M+F 混合组织。 ②焊前为调质态 调质后母材为回火组织，其 HAZ 可分为完全淬火区、不完全淬火区和回 火区。其中前两个区域组织变化与正火态基本相同，但 θm 处于 Ac1~θ 回（调质处理是的 回火温度）范围内的区域发生了不同程度的回火热处理，故称为回火区。由于这次回火温度 高于热处理时的回火温度 θ 回， 故该区强度下降， 塑性、 韧性上升， 故称为回火软化。 ㈡ HAZ 的性能变化：一般的话主要考虑硬化、脆化、软化及综合力学性能的变化。①硬度主 要取决于母材化学成分和冷却条件。②脆化有多种类型，粗晶脆化、析出脆化、组织脆化、 氢脆化等，③焊接调质钢或淬火钢时，HAZ 受热超过回火温度，在 Ac1 附近强度下降的现 象称为回火软化。 ㈢HAZ 韧化：韧性是指材料在塑性应变和断裂全过程中吸收能量的能力，它是强度和塑性 的综合表现。保证 HAZ 韧性的措施：⑴调整低合金高强钢的成分与 HAZ 组织状态，⑵合 理制定焊接工艺，正确选择焊接热输入、预热温度，必要时预热。 第八章 成型过程中的冶金反应原理 1.连接成形的冶金过程是优质金属的局部超高温快速熔化和随后伴随的凝固。 以手工电弧 焊为例，大致分为药皮反应区、熔滴反应区及熔池反应区：⑴药皮反应区的特点是加热的温 度较低，不超过药皮的熔化温度，亦称造渣反应区，主要是水的蒸发及药皮中某些固态物质 （如有机物、大理石、高价氧化物等）的分解。⑵熔滴反应区①温度高，最高温度接近钢的 沸点，②熔滴比表面积大，由于熔滴的尺寸小，其比表面积可达 1000~10000cm2/kg 以上， 比炼钢时大 1000 倍左

右。这种大相界面的存在可促进冶金反应的进行，所以此区是冶金最 激烈的部位，主要有气体的分解和溶解，金属的蒸发，金属及其合金的氧化还原，以及焊缝 金属的合金化。⑶熔池反应区，平均温度比熔滴低，比表面积小。所以强烈程度比较小，由 于熔池中的温度分布不均匀， 在熔池中的不同部位液态金属存在的时间不同， 因而冶金反应 进行的程度不同，尤其是熔池的头部和尾部更为复杂。熔池的头部处于升温阶段，发生金属 的榕湖和气体的吸收， 有利于吸热反应的进行， 而熔池的尾部发生金属的凝固， 气体的逸出， 有利于放热反应的进行。 2.焊接区气体的来源于焊接材料（如焊条药皮、焊剂及药芯焊丝中的造气剂，高价氧化物 和水分都是气体的主要来源） 气体保护焊是主要来自保护气体中的杂质， 周围的空气也是一 个不可避免的气体来源。⑴有机物的分解和燃烧；⑵碳酸盐和高价氧化物的分解；⑶材料的 蒸发。 3.氮与金属的作用（铜与镍不会和氮反应，可以作为保护性气体，铁、锰、钛、铬等既能 溶解又能形成稳定的氮化物）分为四个阶段：第一阶段 气体分子向金属与气体的界面上运 动；第二阶段 气体被金属表面吸附；第三阶段 气体分子在金属表面上分解为原子；第四阶 段 原子穿过金属表面层向金属深处扩散。氮的溶解度 Sn=Kn√Pn2。 在电弧焊是熔池中的含氮量比平方根定律计算的高几倍的原因是： 氮分子或氮原子受激使溶 解速度加快， 电弧气氛中被电离的氮离子 N+可直接在阴极溶解； 在氧化性气氛中形成的 NO， 在遇到温度较低的液态金属时分解为 N 和 O，其中 N 能迅速溶于金属，此外各种合金元素 对氮的溶解度有影响，在钢中加入 Cr、Nb，可以溶解更多的 N。 氮的影响主要是是①材料变脆，降低塑性和韧性，氮在室温下的溶解度小于 0.001%，因此

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过饱和的氮将以针状 Fe4N 的形式析出，并分布于晶界和晶内，导致强度升高，塑性和韧性 下降。 ②氮也是促进时效脆化的元素， 因为焊接冷却速度较大， 氮来不及随温度下降而析出， 随着时间的延长， 钢中过饱和的氮将逐渐析出， 并形成稳定的 Fe4N， 导致时效脆化； ③若 寒 风中含有过多的铝，而生成 AlN，因其呈细微的多角形颗粒形状分布在晶界，也能使材料脆 化，在外力作用下易发生断裂；④氮也是产生气孔的原因之一。 保护措施：⑴加强保护，主要是加强金属的保护，防止空气的侵入。⑵正确选择焊接参数， 如电弧电压增加，使焊缝中含氮量增加，电流增加时，由于熔滴过渡频率增加，导致氮与熔 滴之间作用时间减小，使其减

少；直流正极性焊接时的含氮量比反极性时的高（正接是将工 件接到电源正极）此外氧化性气氛中，氮可以以 NO-的形式溶于液态金属，使其增加。⑶控 制合金元素的含量，若在液态金属中加入 Ti、Al、Zr 等能固定 N 元素形成稳定的化合物， 则可以显著降低气孔及时效脆化的影响。 4.氢与金属的作用：氢几乎可以被所有的金属吸收，不仅半径小，而且可以兴盛带电质点 H+、H-，活动力强，容易扩散。处理一部分滞留于各种缺陷而聚合成分子状态外，过饱和 的氢即便在常温下也能在金属的晶格中自有扩散， 甚至可以扩散到金属表面而逸出。 能够在 金属的晶格中自有扩散的氢便为扩散氢，而被滞留于缺陷中的氢称为残留氢。 在焊接接头 中， 浓度梯度的存在是氢能进行扩散的重要动力之一， 这是在温度一定条件下进行扩散过程 的基本特征：氢总是由高浓度区向低浓度区进行扩散，这种扩散称为―浓度扩散‖。此外因焊 接接头各区域成分的差异或温度分布不同而造成相变先后时间不同， 导致接头中出现不同的 点阵结构的组织， 这时发生氢由体心立方体点阵组织向面心立方点阵组织扩散的现象， 这种 扩散称为“相变诱导扩散”。 应力的存在也是促进氢进行扩散的推动力之一， 而且总是向拉应 力大的方向扩散，被称为“应力诱导扩散”。 氢的影响：⑴氢脆 氢在室温附近使钢的塑性下降，即为氢脆，主要是由溶解在金属晶格中 的氢引起的，在试件拉伸过程中位错发生运动和堆积，从而形成显微空洞，与此同时，溶解 在晶格中的原子氢，不断沿位错运动方向扩散，最后聚集于显微空洞，并形成分子氢，使空 洞内产生很高的压力，加速微裂纹的扩展，而导致金属变脆。⑵白点（鱼眼） ，碳钢或低合 金钢，若含氢量高，则常常在拉伸或弯曲断面上出现银白色的圆形局部断裂点，称为白点； ⑶形成气孔；⑷冷裂纹。 氢的控制：⑴限制氢的来源 限制焊接材料中的水含量，如焊条、焊剂、药芯焊丝必须进行 烘干处理，制造和使用过程中都要烘干，尤其是低氢型焊条，烘干后应立即使用或放在低温 烘箱内，必须清除焊丝和焊件表面的杂质，焊丝和焊件坡口表面附近的铁锈、油污、吸附水 等；⑵冶金处理，常通过调整焊接材料的成分，使氢在高温下生成比较稳定的不溶于液态金 属的氢化物①在酸性渣中，由于熔渣总的 CaF2 和 SiO2 共存时能够反应生成 SiF4；②碱性 药皮焊条中。③控制工艺过程，调整焊接参数，控制熔池存在时间和冷却速度，均能减少氢 含量；④脱氢处理，即焊后把焊件加热到一定温度，促使氢扩散外逸的工艺，到 350℃就可

以。 5.氧的影响：⑴金属分为两类，一是不溶解氧的如 Al、Mg 等，一是能够有限溶解氧的金 属如 Fe、Ni、Cu、Ti 等，氧在金属中以原子氧和 FeO 两种形式存在，氧在铁液中的溶解度 随温度的升高而增大。金属中的氧大部分以氧化物和碳酸盐夹杂物形式存在。⑵氧化反应， 当{PO2}＞PO2 时，金属被氧化；{ PO2}＝PO2 时，处于平衡状态；{PO2} ＜PO2 时，金属被 还原，其中{ PO2}为气相中的氧分压，PO2 为金属氧化物的氧分压 ⑶氧化物容易呈薄膜状偏析于晶粒边界或以夹杂物形式存在于晶界，氧无论以何种形式存 在，都是会影响金属的性能，随氧含量的增加，金属的强度、塑性、韧性都明显下降，特别 是低温冲击韧度急剧下降，同时还能与碳反应，生成 CO 形成气孔。 ⑷氧的控制：①纯化焊接材料，在 焊接要求比较高的合金钢和活泼金属，应尽量采用不含

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氧的或含氧少的焊接材料，如采用惰性气体保护焊，采用低氧的或无氧的焊条焊剂；②控制 焊接参数，焊接条件的变化可能会造成保护不良的效果，如电弧电压增大时，使空气与熔渣 接触的机会增多，会导致焊缝氧含量增加；③进行脱氧处理，如采用冶金方法进行脱氧，在 焊接材料中加入脱氧剂。 6.液态金属和熔渣的反应： 在熔炼金属的过程中，固体熔渣材料如石灰石、氟石、硅砂等， 在高温炉中被熔化生成的低熔点复杂化合物，称为熔渣。其作用有：⑴机械保护作用；⑵冶 金处理作用；⑶改善焊接工艺性能。分为酸性和碱性；①盐型熔渣，主要是由金属氟化物、 氯酸盐和不含氧的化合物，由于其氧化性很小，所以主要用于焊接铝、钛等化学活性强的金 属，也适合焊接合金钢；②盐—氧化物型熔渣，主要是由氟化物和强金属氧化物组成，因其 氧化性小，主要焊接合金钢；③氧化物型熔渣，主要是有金属氧化物组成，一般含有较多的 弱氧化物，因此氧化性较强，主要用于低碳钢个低合金钢的焊接。 其酸碱性的计算有分子理论和离子理论，妃子理论是 B=∑（R2O+RO）/∑RO2，式中 R2O、 RO 为熔渣中碱性氧化物的摩尔分数，RO2 为酸性氧化物的摩尔分数，B＞1 为碱性渣，B＜ 1 为酸性渣，B＝1 为中性渣。B=∑aiMi，ai 为第 i 种氧化物的摩尔分数，ai 为第 i 种的氧化 物的碱度系数，B＞0，碱性，B＜0，酸性，B＝0 中性。 7.熔渣的物理特性，当两种渣的粘度变化量相同时，酸性渣对应的温度变化量较大，故为 长渣，不适合仰焊，碱性渣的对应温度变化量小，凝固时间短，称为短渣，可用于全位臵焊 接。物质的表面张力与其质点间作用力的大小有关，或者说是和化学键有关，一般说

金属的 键能最大，所以液态金属的表面张力最大，具有离子键的物质如 CaO、MgO、MnO、FeO、 等的键能较大，表面张力也大，而具有共价键的物质如 TiO2、SiO2、P2O5 等的键能小，表 面张力小，故碱性渣的表面张力大，而酸性渣的表面张力较小，碱性渣焊接时容易形成粗颗 粒过渡，焊缝的鱼鳞纹较粗，焊缝成形较差，就是因为这个原因。 8.活性熔渣对金属的氧化：分为扩散氧化和臵换氧化。⑴扩散氧化，FeO 既溶于渣，又溶 于钢液，因此能够在熔渣和钢液之间进行扩散分配 L=[FeO]/(FeO)，其中（FeO）是在熔渣 中的浓度，[FeO]是在液态金属中的浓度，L 为分配常数。 ，温度越高，越有利于 FeO 向液态 金属中扩散， 主要发生在熔滴反应区和熔池的高温区， 在碱性渣中比在酸性渣中更加容易向 液态金属中扩散，是因为碱性渣中含有 SiO2、TiO2 等酸性氧化物少，FeO 活度大，容易扩 散，⑵臵换氧化，即一种金属和氧化物的反应。 9.脱氧处理：其目的是尽量减少金属中的氧含量，这既要求减少液态金属中溶解的氧，又 要求脱氧后的产物容易被排除。 选择脱氧剂的原则： ①脱氧剂对氧的亲和力应比需还原的金 属大；②脱氧产物应不溶于液态金属，且密度小，质点较大，这样可使其上浮至液面而进入 渣中，以减少夹杂物的数量，提高脱氧效果；③需考虑脱氧剂对金属成分、性能和工艺的影 响。 10.焊接中脱氧反应按其方式和特点可以分为先期脱氧、沉淀脱氧和扩散脱氧。①先期脱 氧，在药皮加热阶段，固态药皮受热后发生的脱氧反应叫做脱氧。含有脱氧剂的药皮被加热 时， 其中的碳酸盐和高价氧化物发生分解， 生成的氧和 CO2 便赫尔脱氧剂发生反应， Al、 如 Ti、Ti、Mn 等，其中由于 Al、Ti 对氧的亲合力非常大，绝大部分被氧化，故不易过渡到液 态金属中进行沉淀脱氧， 先期脱氧的效果取决于脱氧剂对氧的亲合力、 它们的粒度以及加入 的比例等， 并与焊接工艺有关， 由于其温度低， 传质条件差，故不完全，需要进一步的脱氧； ②沉淀脱氧，在熔滴和熔池中进行，是溶解在液态金属中的脱氧剂与 FeO 直接进行反应， 把 铁 还 原 ， 且 氧 化 产 物 浮 出 液 态 金 属 的 过 程 ， 有 锰 的 脱 氧 ， [Mn]+[FeO]=[Fe]+(MnO),Kmn=αMnO/αMnαFeO，Kmn 为平衡常数，增加金属中锰的含量或 者减少氧化锰的含量可以使反应向右进行，即产生脱氧效果，在酸性渣中由于含有较多的 SiO2 和 TiO2，能与脱氧产物 MnO 生成低熔点复合物 MnO· SiO2 和 MnO· TiO2,使氧化锰的

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活度减小，有利于脱氧。硅的脱氧反应[Si]+2[FeO]=2[Fe]+(SiO2),以及锰硅联合脱氧。③扩 散脱氧，

扩散脱氧是在液态金属与熔渣的界面上进行的，是以分配定律为理论基础的，即 L=[FeO]/(FeO),可以知道当温度下降时，分配系数 L 减小，便发生 FeO 由液态金属向熔渣中 扩散的过程，[FeO]→(FeO)，在酸性渣中由于含有较多的 SiO2 和 TiO2，能与脱氧产物 MnO 生成低熔点复合物 MnO· SiO2 和 MnO· TiO2,使氧化锰的活度减小， 有利于液态金属中的 FeO 向熔渣中进行扩散，因此脱氧能力较强。 11.金属中硫的危害和控制： ⑴硫是钢中的有害元素， 它以 FeS-Fe 或 FeS-FeO 的共晶形式， 呈片状或链状存在于钢的晶粒的边界，降低钢的冲击韧度和耐蚀性。⑵控制措施:①限制焊 接材料中的硫含量，在制造焊接材料时，要严格按标准来选用药皮、焊剂或焊芯的原材料， 若含硫过高则要进行处理；②用冶金反应脱硫，主要是一个扩散反应， （CaO）+（FeS）→ （CaS）+（FeO） ，是一个吸热反应，温度升高，有利于脱硫，焊接中的脱硫主要是依靠锰， [Mn]+[FeS]→（MnS）+[Fe],反应产物 MnS 不溶于钢液，大部分进入熔渣，少量残留在焊缝 中。 12.金属中磷的危害和控制：⑴由于磷与铁和镍可以形成低熔点共晶，在钢液中最后以块 状或条状析出于晶界处，减弱晶粒间结合力，同时其本身既硬又脆，增加冷脆性，又能促使 形成凝固裂纹。⑵控制措施 ①限制磷的来源；②采用冶金反应。 13.合金化就是把所需的合金元素加入到金属中去的过程，对于金属的熔炼过程，可将合 金元素直接加入到液态金属中，对于焊接过程，可通过焊接材料（焊丝或药皮、焊剂等） ， 将合金元素过渡到焊缝金属中去。 14.合金化的目的对于液态成形来说主要是改善金属的组织和性能，或为了获得忽悠特殊 性能的金属，如为了细化晶粒提高金属的韧性，常加入 Ti、B 等，氮对于焊接成型来说，合 金化的目的首先是为了补偿在高温下金属由于蒸发或氧化等造成的损失， 其次是为了消除缺 陷，改善焊缝金属的组织和性能，或为了获得特殊性能的堆焊金属。 15.合金化的方式，焊接工艺中主要是采用以下几种方式：⑴通过合金焊丝或带极；⑵通 过药芯焊丝或药皮 （或焊剂） 把合金元素以铁合金或纯金属的形式加入到药芯焊丝的药芯内 或焊条药皮内；⑶通过合金粉末，此外还可以从金属氧化物中还原金属的方式来合金化。 16. 合 金 元 素 的 过 度 系 数 η 等 于 它 在 熔 敷 金 属 中 的 实 际 含 量 与 原 始 含 量 之 比 ： η=Cd/Ce=Cd/(Ccw+KbCco),其中 Cd 为合金元素在熔敷金属中的含量； 合金元素的原始含 Ce 量；Ccw 为合金元素在焊丝中的含量；Cco 为合金元素在药皮中的含量；Kb 为焊条药皮的 质量系数，即单位长度

焊条中药皮重量与焊芯重量之比。 17.熔合比：熔焊时焊缝金属是由局部熔化的母材和填充金属组成的，在焊缝中局部融化 的母材所占的比例称为熔合比。它与焊接方法、焊接参数、坡口形式等有很大的关系。焊缝 中某合金元素的含量可通过下式计算：Co=θCb+（1-θ）Ce，其中 Co 为某元素在焊缝金属中 的质量分数；Cb 为某元素在母材中的质量分数；Ce 为某元素阻碍焊条中的质量分数；θ 为 熔合比。若考虑合金元素在焊接中的损失，则焊缝金属中某合金元素的实际含量 Cw=θCb+ （1-θ）Cd，Cd 为熔敷金属（即真正过渡到熔池中去的那部分焊条金属）中的某元素的质量 分数。 18.内应力：这种在没有外力的作用条件下平衡于物体内部的应力称为内应力。在焊接加 热冷却过程中某一瞬时焊件中存在的应力，称为焊接瞬时应力。焊件完全冷却、温度均匀化 后残存于焊件中的应力，称为焊接残余应力。按其原因分为热应力、相变应力和机械阻碍应 力。 ⑴热应力:工件在受热或冷却过程中,由于各部分的温度不同,冷却速度不同而造成工件上 载同一时刻各部分的收缩或膨胀量不同,从而导致内部彼此相互制约而产生的应力,该应力是 由热胀冷缩引起的,故称为热应力.ζ=-EαΔT, α 为线胀系数；⑵相变应力：金属材料在固态相 变中，各部分因发生相变的先后时刻不同，各部分发生的相变过程也不同，由此产生的应力

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称为相变应力。⑶机械阻碍应力：焊件在冷却过程中产生的收缩，受到外界的阻碍为产生的 应力。 19．残余应力的分布 20.减小或消除焊接残余应力的途径⑴合理的结构设计：若不合理则会产生严重的焊接应 力，因此在焊接结构中，应避免焊缝的交叉和密集，尽量采用对接而避免搭接，用刚度小的 结构代替刚度大的结构等；⑵选择合理的工艺及采用必要的措施：在焊接中，应根据焊接结 构的具体情况，尽量采用较小的热输入（即采用小直径焊条和较低的电流） ，以减小焊件的 受热范围，安排合适的焊接顺序，尽可能使焊缝能够自由收缩。⑶减小焊接残余应力的措施 ①热处理法： 所用的热处理其加热温度和保温时间需根据材料的性质、 工件的结构以及冷却 条件而定，一般的规律是将工件加热到塑性状态的温度，并在此温度下保温一段时间，利用 蠕变产生新的塑性变形使残余应力消除，再缓冷。对于焊后消除应力的热处理，通常是将焊 件加热到 Ac1 温度以下（约 650℃左右）对于调质钢则是钢材原来的回火温度低 30~50℃； ②机械法；③共振法。 21.焊接变形：当焊接件的形状尺寸发生了变化时，说明构件发生了变形，这种