焊接接头的金相分析（二）

      焊缝金属的微观组织是指在金相显微镜下400倍至500倍。观察到的柱状晶和等轴晶内部的显微形态。
      图1（a）是18-8型奥氏体不锈钢焊接接头的宏观照片。在它的熔合线附近取样制成金相试样，其显微组织分布见图1（b）。图片中A区域是焊缝区的显微组织，奥氏体以胞状树枝晶的结晶形态沿着垂直于熔合线的方向朝熔池中心长大，而在熔池中心处，树枝晶的长大方向性就不明显；B区域是母材热影响区的显微组织，奥氏体呈带状分布。如果将A、B两区域进一步放大，两区域中显微组织的细节就可以看得更清楚了。在A区域中，可以观察到的是胞状树枝晶的横截面，见图1（c），δ铁素体沿着树枝晶的间隙分布；而B区域中δ铁素体则条带状沿着奥氏体间隙分布，见图1（d）。由此可见，焊缝金属与母材的微观组织是有很大区别的，这也是它们在宏观力学性能上很大差异的根本原因。

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图1（a） 焊接接头宏观照片

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图1（b）熔合线附近的显微组织

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图1（c）焊缝区的显微组织（A区域）

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图1（d）母材的显微组织（B区域）

      不同合金成分的焊缝金属其显微组织也是不一样的。经过分析比对，可以知道在柱状晶内部可以有胞状晶和树枝晶之分，而在等轴晶内部一般只有树枝晶的结晶形态。
      那么，是那些主要因素决定了焊缝组织的各种微观形态呢？为了解决这一问题，首先要研究合金凝固时存在成分过冷现象。
      图2（a）是类似于铁碳合金状态图左上角那种类型的二元合金相图的一部分。现考虑这类合金在熔池中的结晶情况，设液相成分为C0的合金在开始凝固前其成分是均匀的，当熔池边缘的一部分液体冷至凝固点以下时已发生结晶，此时熔池的其余部分还是液态，固-液两相交界面前方的液相中，溶质浓度的分布曲线CL如图2（b）所示，在固液相交界面出液相的浓度为CS，比液相的平均浓度C0高。随着与固-液相交界的距离增加，液相的浓度逐步下降直至在某一处液相的浓度为C0，与液相的平均浓度相同为止。由此在固液相交界面的前方一段距离内形成了浓度梯度。溶质溶度的分布曲线GL的形状主要与溶质元素的扩散系数及界面向前的推移速度有关。
      由图2（a）可见，合金的液相线的平衡温度（即合金开始凝固的温度）决定于该合金的成分。具有类似形状相图的合金，液相中溶质的浓度（C）越高（比较图中C0点和CS点，CS>C0），液相线的平衡温度就越低（比较图中的T0点和TS点，TS<T0）。
      合金凝固是其固-液界面的前方的一段距离内的液相中存在溶质浓度分布的不均匀。越靠近界面溶质浓度越高，其相应的液相线的平衡温度就越低。反之，离界面越远，溶质浓度越低，其相应的液相线的平衡温度就越高。当液相线成分为C0时，对应的液相线平衡温度就为T0。这样，在溶质浓度分布曲线CL确定以后，见图2（b），相应的液相线平衡温度曲线TL也就随之确定了，见图2（c）。然而，液相中实际温度的分布是图2（c）中的GL曲线。在液-固相交界面处实际温度（GS）低（等于凝固终了温度TS）。越接近熔池中心，其实际温度越高。这样，在界面前方的有单距离内[图2(c)中的a与b之间]，液相的平衡温度（TL）高于液相中的实际温度（GL）。把这两种温度的差值（TL-GL）称为过冷度。由于这种过冷是合金凝固时界面前方一段距离内的液相的成分与液相线的原始成分有差异而引起的，故称之为成分过冷。
      当合金成分一定时，成分过冷的程度主要取决于液相内实际温度梯度[即图2(c)中GL线的陡度]和晶体长大速度R（界面推移速度）。

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图2（a）成分过冷示意图

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图2（b）成分过冷示意图

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图2（c）成分过冷示意图

      如图3所示，GL线的陡度越大，即实际温度分布线的斜率越大，GL线与液相线的平衡温度分布曲线交截的面积越小，成分过冷的区域和程度越小。反之，GL线的陡度越小，则成分过冷的区域和程度就越大。而当晶体长大速度R大时，界面前方液体内溶质富集，且来不及向四周扩散，故界面前方液体中溶质的浓度梯度越大，相应的液相线平衡温度分布曲线也越陡，因而与实际温度梯度相交的区域越大，成分过冷就越大。

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图3 温度梯度G和生长速度R对过冷的影响

      合金凝固时晶体长大的微观形态与成分过冷的程度有密切关系。