材料成型技术基础复习课件.ppt
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第一章绪论,材料成形技术基础,第一节材料加工概述,一.材料加工概述零件或材料的四种加工方法：
1.成形加工：
凝固成形、塑性成形、焊接成形、粉末压制、塑料成形；2.切除加工：
车、铣、刨、钻、磨、电火花、电解、超声加工、激光加工等；3.表面成形加工：
表面形变、淬火强化、化学强化、表面镀层、气相沉积镀膜；4.热处理加工：
退、正、淬、回火；二.材料基本加工要素及流程,原材料（锭料、轧材）,凝固成形塑性成形焊接成形,毛坯,切削加工,零件,机器,装配,切削加工凝固成形塑性成形焊接成形,热处理,热处理切削加工,表面加工,三个基本要素：
材料、能量、信息三大流程：
1.材料流程表征加工过程特点的类型；要改变形状尺寸和性能的材料状态；能够用来实现这种形状尺寸和性能变化的基本过程；类型：
直通流程、发散流程、汇合流程；如下图所示,材料加工过程,输入材料（I）,输入能量（I）,输入信息（I）,输出信息（O）（形状、性能）,输出能量（O）（损失）,输出材料（O）（产品+废料）,下表列出一部分常见的材料加工过程，用材料流程（包括流程类型、材料状态、基本过程）表示其特征。
2.能量流程基本过程为机械过程的能量流程。
实现此类基本过程的能量可以通过下列三种方法来提供：
（1）、传递介质和加工材料间相对运动；,模锻成形,
（2）、作用在加工材料上的压力差；,由压力差产生的机械基本过程,（3）、产生于加工材料中的质量力；,由质量力产生的机械基本过程（a）浇注成形（b）磁力成形,热过程能量提供：
电能、化学能、机械能,感应电加热原理1-感应器；2-坯料；3-电源,3.信息流程形状信息、性能信息,第二节材料成形的一些基本问题和发展概况,1.凝固成形基本问题：
凝固组织的形成和控制；铸造缺陷的防止和控制；铸件尺寸精度与表面粗糙度控制等；发展概况：
凝固理论的发展；凝固技术的发展；计算机的应用及发展，包括：
凝固过程数值模拟技术；快速样件制造技术；过程和设备运行的计算机控制等。
2.塑性成形,基本问题：
材料的塑性；塑性成形力的评价；加工材料内部市场变量的确定；形状信息的准确输入等；发展概况：
板料成形方面大批量生产中着重向高速化、自动化发展；小批量生产中朝简易化、通用化、万能化发展；体积成形方面自由锻模锻特种成形技术,3.焊接成形,基本问题：
能量的输入；清除表面污染；组织性能不均匀；残余应力及残余变形；焊缺陷及检测；焊接结构的制造问题等；发展概况：
焊接结构的发展；焊接材料的发展；自动化焊接的发展；,4.表面成形,基本问题：
表面涂层：
涂层与基体的结合、涂层的材料及结构等；表面改性：
针对材料的服役条件及损伤机理并结合基体材料，设计合理的表面组织结构；针对希望的表面组织及结构，研究活动这一表面材料的方法；发展概况：
表面工程学PACVD、LCVD,本课程任务,材料成形所涉及的基本理论,材料成形热过程,金属的凝固理论,塑性成形的物理和力学基础,表面成形、粉末冶金、塑料成形理论,工艺方法技术要点相关工艺装备及模具,凝固成形,塑性成形,表面成形及强化,陶瓷成形及粉末冶金技术,塑料成形,第二章材料凝固理论,主要内容：
材料凝固概述凝固的热力学基础形核生长溶质再分配共晶合金的凝固金属及合金的凝固方式凝固成形的应用,材料成形技术基础,第一节材料凝固概述,一、凝固成形的基本问题和发展概况,1、基本问题：
凝固组织的形成与控制,铸造缺陷的防止与控制,铸件尺寸精度与表面粗糙度控制,控制铸件的凝固组织是凝固成形中的一个基本问题。
目前已建立了许多控制组织的方法，如孕育、动态结晶、定向凝固等。
第一节材料凝固概述,一、凝固成形的基本问题和发展概况,1、基本问题：
凝固组织的形成与控制,铸造缺陷的防止与控制,铸件尺寸精度与表面粗糙度控制,缩孔、缩松；偏析缺陷；裂纹。
还有许多缺陷，如夹杂物、气孔、冷隔等，出现在填充过程中，它们不仅与合金种类有关，而且，还与具体成形工艺有关。
第一节材料凝固概述,一、凝固成形的基本问题和发展概况,1、基本问题：
凝固组织的形成与控制,铸造缺陷的防止与控制,铸件尺寸精度与表面粗糙度控制,铸件尺寸精度和表面粗糙度由于受到诸多因素（如铸型尺寸精度及型腔表面粗糙度、液体金属与铸型表面的反应、凝固热应力、凝固收缩等）的影响和制约，控制难度很大。
2、发展概况：
金属凝固理论的发展,凝固技术的发展,计算机的应用,近四十年来，从传热、传质和固液界面三个方面进行研究，使金属凝固理论有了很大的发展，例如：
建立了铸件冷却速度和晶粒度以及晶粒度与力学性能之间的一些函数关系，为控制铸造工艺参数和铸件力学性能创造了条件。
2、发展概况：
金属凝固理论的发展,凝固技术的发展,计算机的应用,典型代表就是定向凝固技术、快速凝固技术和复合材料的获得。
此外，还有半固态金属铸造成形技术等。
2、发展概况：
金属凝固理论的发展,凝固技术的发展,计算机的应用,凝固过程数值模拟技术；快速样件制造技术；过程和设备运行的计算机控制。
二、凝固过程中材料的物理性质与晶体结构的变化体积改变外形改变熵值改变产生凝固潜热晶体结构改变发生溶质再分配,大多数材料在经历液固转变时，其体积将缩小35，原子的平均间距减小11.7，导致缺陷形成的主要原因之一。
二、凝固过程中材料的物理性质与晶体结构的变化体积改变外形改变熵值改变产生凝固潜热晶体结构改变发生溶质再分配,材料发生液固转变后，其外形将保持容器的形状，这就是铸造古老而又年轻的工艺手段。
二、凝固过程中材料的物理性质与晶体结构的变化体积改变外形改变熵值改变产生凝固潜热晶体结构改变发生溶质再分配,表示一个体系的紊乱程度，熵值越大，体系越紊乱。
当材料发生液固转变时，熵值将减小，说明固体比液体的结构更“整齐”。
二、凝固过程中材料的物理性质与晶体结构的变化体积改变外形改变熵值改变产生凝固潜热晶体结构改变发生溶质再分配,亚共晶灰铸铁冷却曲线,二、凝固过程中材料的物理性质与晶体结构的变化体积改变外形改变熵值改变产生凝固潜热晶体结构改变发生溶质再分配,1200时液态金属原子的状态,1500时液态金属原子的状态,二、凝固过程中材料的物理性质与晶体结构的变化体积改变外形改变熵值改变产生凝固潜热晶体结构改变发生溶质再分配,凝固过程的溶质再分配,第二节凝固的热力学基础,一、状态函数的概念1、热力学函数与状态函数,第二节凝固的热力学基础,一、状态函数的概念热力学函数与状态函数,体系的吉布斯（Gibbs）自由能热焓，体系等压过程中热量的变化热量和温度的熵值，反映体系紊乱程度体系的体积体系的温度体系的压力等压热容,二、状态函数间的关系,P,V,S,H,G,三、自发过程,判据一、Helmholtz自由能最低原理：
等温等容条件下体系的自由能永不增大；自发过程的方向力图减低体系的自由能，平衡的标志是体系的自由能为极小。
判据二、Gibbs自由能判据：
等温等压条件下，一个只做体积功的体系，其自由能永不增大；自发过程的方向是使体系自由能降低，当自由能降到极小值时，体系达到平衡。
液气界面原子受力作用示意,可以这样理解界面张力：
不同物体接触的界面如同一张具有弹性的膜，该膜总是力图使界面的面积减小。
从能量角度：
可以这样理解界面张力：
不同物体接触的界面如同一张具有弹性的膜，该膜总是力图使界面的面积减小。
从能量角度：
固体表面的液滴及表面张力的示意,根据力的平衡原理：
一、凝固的热力学条件,等压条件下有：
又：
第三节形核,等压条件下，体系自由能随温度升高而降低，且液态金属自由能随温度降低的趋势大于固态金属。
一、凝固的热力学条件,等压条件下有：
又：
纯金属液、固两相自由能随温度的变化,在熔点附近凝固时，热焓和熵值随温度的变化可忽略不计，则有：
过冷度T为金属凝固的驱动力，过冷度越大，凝固驱动力越大；金属不可能在TTm时凝固。
二、自发形核,1、经典相变动力学理论,根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力Gm作用下，从高自由能GL的液态结构转变为低自由能GS的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒Gd，才能使凝固过程得以实现。
整个液相的凝固过程，就是原子在相变驱动力Gm驱使下，不断借助能量起伏以克服能垒Gd，并通过形核和长大的方式而实现的转变过程。
二、自发形核,1、经典相变动力学理论,根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力Gm作用下，从高自由能GL的液态结构转变为低自由能GS的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒Gd，才能使凝固过程得以实现。
整个液相的凝固过程，就是原子在相变驱动力Gm驱使下，不断借助能量起伏以克服能垒Gd，并通过形核和长大的方式而实现的转变过程。
2、临界形核功与临界晶核半径,表面自由能,体积自由能,晶胚,晶核,原子半径与吉布斯自由能的关系,临界形核功相当于表面能的1/3，这意味着固、液之间自由能差只能供给形成临界晶核所需表面能的2/3，其余1/3的能量靠能量起伏来补足。
三、非自发形核,1、临界晶核半径与形核功,四、形核剂,第四节生长,一、固液界面结构,粗糙界面：
微观粗糙、宏观光滑；将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类,光滑界面：
微观光滑、宏观粗糙；将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属（Bi、Sb、Si）属于此类,粗糙界面,第四节生长,一、固液界面结构,粗糙界面：
微观粗糙、宏观光滑；将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类,光滑界面：
微观光滑、宏观粗糙；将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属（Bi、Sb、Si）属于此类,粗糙界面,第四节生长,一、固液界面结构,粗糙界面：
微观粗糙、宏观光滑；将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类,光滑界面：
微观光滑、宏观粗糙；将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属（Bi、Sb、Si）属于此类,光滑界面,第四节生长,一、固液界面结构,粗糙界面：
微观粗糙、宏观光滑；将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类,光滑界面：
微观光滑、宏观粗糙；将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属（Bi、Sb、Si）属于此类,光滑界面,第四节生长,一、固液界面结构,粗糙界面：
微观粗糙、宏观光滑；将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类,光滑界面：
微观光滑、宏观粗糙；将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属（Bi、Sb、Si）属于此类,为光滑界面。
界面形态被称之,自由能均最小，此时的,这两种情况下，,的空位均被原子占据。
，或几乎所有,很多空位未被原子占据,面上有,的两端处，这意味着界,和,于,接近,的最小值在,时，,）当,1,0,2,2,x,G,S,D,a,简单立方晶体的长大过程示意,二、生长方式,三、生长速度,一、溶质再分配与平衡分配系数溶质平衡分配系数为恒温下固相溶质浓度与液相溶质浓度达到平衡时的比值，二元合金中的可由平衡状态图的液相线与固相线给出，即：
二、非平衡凝固时的溶质再分配假定凝固的任意时刻，固液界面处于局部平衡状态，则有：
第五节溶质再分配,第五节溶质再分配,一、溶质再分配与平衡分配系数溶质平衡分配系数为恒温下固相溶质浓度与液相溶质浓度达到平衡时的比值，二元合金中的可由平衡状态图的液相线与固相线给出，即：
二、非平衡凝固时的溶质再分配假定凝固的任意时刻，固液界面处于局部平衡状态，则有：
三、成份过冷判据,成分过冷：
由溶质再分配导致界面前沿平衡温度发生变化而引起的过冷,合金凝固时的成分过冷a）二元平衡相图b）界面前沿液相溶质富集带c）稳定界面d）非稳定界面,铝合金随成分过冷度的增加，凝固界面形态的演变过程a）平界面b）痘点状界面c）狭长胞状界面d）不规则胞状界面e）六角形胞晶f）树枝晶,在固液界面附近，运用Fick扩散定律和平衡温度梯度与液相斜率的关系，可以推导出成分过冷判据：
四、成份过冷与晶体生长形态,凝固界面形态分为：
平界面、胞状界面、和树枝界面当合金成分一致时，随值的减少，晶体形态由平面晶向胞状晶向胞状树枝晶、柱状树枝和等轴树枝晶转变。
和对晶体形态的影响,“成分过冷”与固液界面形貌,胞状晶转变为胞状树枝晶,五、微观偏析,偏析：
金属凝固过程中发生化学成分不均匀的现象偏析程度用偏析比来表示：
微观偏析可造成材料本身的冲击韧性、塑性继耐腐蚀性降低,有两种情况：
晶界与晶体生长方向平行，晶界出现凹槽，溶质富集程度高，如图a；两个晶粒相对生长，相遇前将溶质排出到剩余液相中，使最后凝固部分富含溶质，如图b。
六、宏观偏析,宏观偏析通常指整个铸锭或铸件在大于晶粒尺度的大范围内产生的成分不均匀的现象1、正常偏析：
对于1的合金，外层的一定范围内溶质含量分布由外向内逐渐降低3、密度偏析：
由于重力作用产生的化学成分不均匀的现象。
第六节共晶合金的凝固,共晶型合金分为规则共晶和非规则共晶。
规则共晶由金属金属组成，属小平面共晶；非规则共晶由金属非金属组成，属非小平面小平面共晶。
不同的合金系中，共晶结晶的方式可分为共生生长和离异生长两种。
对共生生长，结晶时后析出相依附于领先相表面析出，形成具有两相共生界面的双相核心，随后由界面前沿两相间的横向扩散作用，互相为对方提供生长所需组元，以此协同生长。
这一点从共晶系平衡相图中也可看出。
a）为共晶系平衡组织相图b）c）d）为吉布斯自由能随温度变化示意图,共生生长需要两个基本条件：
两相生长能力接近，且析出相要容易在先析出相上形核和长大。
两组元在界面前沿的横向传输要能保证两相等速生长的需要。
由于实际凝固过程中动力学条件的限制，实际共生区与前示平衡相图上的共生区会有一定差异。
通常要小一些，或是不对称。
对称形非对称形,离异生长是指共晶合金两相生长时，没有共同的生长界面，两相分离并以不同生长速率而结晶。
离异共晶体可分为晶间偏析型和领先相呈球团型两类。
晶间偏析型合金成分偏离共晶点很远，初生相长得很大且很多时，发生共晶反应，而另一相在初生相上继续长出，最终所得组织如图示。
领先相呈球团型是由于领先相为熔点高的金属，且生长界面为各向异性，此时领先相成球团形态，其他相围绕其表面生长，形成“晕圈”。
不完整晕圈的共生生长封闭晕圈的离异生长,第七节金属及合金的凝固方式一、凝固方式与质量的关系：
金属或合金在铸型中凝固时,可以分为液相区、固相区和固液两相区。
金属或合金凝固分区示意图,固液两相区较窄时，呈现强烈的得逐层凝固特点；固液两相区较宽时，液相补缩困难，逐层凝固特征不明显。
固液两相区宽度对液相补缩的影响a）固液两相区宽度较窄b）固液两相区宽度较宽,二、凝固动态曲线与凝固方式,在凝固件横断面处设置温度传感器测定冷却曲线，即温度-时间曲线。
据不同断面的冷却曲线，结合该合金的相图，便可以绘出凝固件断面液相线-固相线与凝固时间的关系-凝固动态曲线。
由凝固动态曲线可以看出合金在凝固件中的凝固方式。
铸件凝固动态曲线的绘制a）铸件断面的温度-时间曲线b）凝固动态曲线c）某时刻的凝固状,工业纯铝铸件断面的凝固动态曲线a）砂型铸造b）金属型铸造,三、凝固方式的影响因素：
凝固方式一般由合金固液相线温度间隔和凝固件断面温度梯度两个因素决定。
凝固温度间隔大的合金倾向于糊状凝固；反之倾向于逐层凝固,逐层凝固,糊状凝固,第八节凝固成形的应用一、铸造生产过程中的凝固控制,1、充型能力控制充型能力：
液态金属充满型腔，获得形完整、轮廓清晰铸件的能力。
影响因素：
金属金属性质方面、铸型性质方面、浇铸条件方面和铸件结构方面。
螺旋形流动性试样结构示意图,1-浇口杯；2-低坝；3-直浇道；4-螺旋试样；5-高坝；6-溢流道；7-全压井,衡量金属或合金的流动性，常用螺旋形式样浇铸后得到的长度制来衡量。
2、收缩控制：
铸件在冷却过程中体积缩小的现象叫收缩。
收缩可分成三个阶段：
液态收缩、凝固收缩、固态收缩。
液态收缩：
从浇注温度降低到凝固开始的温度时，发生的体积收缩；凝固收缩：
合金再凝固阶段的体积收缩；固态收缩：
固态合金因温度降低发生的体积收缩。
液态收缩、凝固收缩是引起缩孔、缩松的主要原因，而固态收缩是产生铸造应力、变形和裂纹的主要原因。
合金的收缩量用体收缩率和线收缩率来表示，其定义为：
V0，V1合金在温度为T0，T1时的体积；l0，l1合金在温度为T0，T1时的长度；av，al合金在T0T1温度范围的体膨胀系数和线膨胀系数。
铸件凝固后，由于合金的收缩，在最后凝固部位会出现孔洞。
体积大而集中的孔洞称为缩孔；细小而分散的空洞称为缩松。
以逐层凝固的圆柱体铸件为例，缩孔的形成过程如图：
生产中常用画“凝固等温线”和画“内切圆”的方法来近似确定缩孔位置。
其中前一种方法一般用于形状较简单的铸件，而对于稍复杂的铸件，则用后一种方法。
将铸件断面上温度相同的点连接而成的曲线，就是凝固等温线。
图中涂黑的部分就是缩孔出现的实际位置。
内切圆法：
铸件壁交接处的内切圆直径大于铸件壁厚，这些地方凝固较晚，缩孔可能在那里生成。
铸件的缩松：
缩松是铸件以糊状凝固方式凝固时，最后凝固的区域没能得到液态合金的补充造成的分散、细小的显微缩孔根据分布形态，缩松分为宏观缩松和微观缩松两类宏观缩松：
指用肉眼或放大镜可以看到的细小孔洞，通常出现在缩孔的下方微缩缩松：
是指分布在枝晶间的微小孔洞，在显微镜下才能看到。
缩孔、缩松的存在都会使铸件受力的有效截面积减小，使铸件强度降低。
在生产中应尽量防止或减少缩孔、缩松。
可以利用冒口、冷铁和补贴等工艺措施，并结合运用顺序凝固或同时凝固的工艺原则来实现。
3、应力控制,铸件冷却时因各部分冷却速度不同，造成在同一时刻各部分的收缩量不同，彼此相互制约的结果就产生了应力。
按应力形成原因分类：
热应力铸件在冷却过程中，由于各部分冷却速度不一致，造成收缩量不一致，彼此制约的结果，所形成的应力；相变应力铸件冷却过程中发生固态相变的时间不一致，体积和长度变化的时间也不一致，彼此制约，形成的应力；机械应力铸件冷却收缩过程中，线收缩受到机械阻碍而产生的应力。
框形铸件热应力形成过程,第一阶段（t0t1）：
在高于弹塑性转变阶段，两杆均处于塑性状态，瞬时的应力均可通过塑性变形释放；第二阶段（t1t2）：
冷却较快的杆II已进入弹性状态，而粗杆I仍处于塑性状态，所以杆II收缩大于杆I，细杆II受拉伸，粗杆I受压缩，形成临时内应力；第三阶段（t2t3）：
粗杆I温度较高，还会有较大的收缩，细杆II温度较低，收缩较小，所以粗杆I的收缩会受到杆II的强烈阻碍，杆II受压缩，杆I受拉伸，直到室温，形成残余应力。
当铸造应力超过金属的屈服点后，铸件就会发生变形，以释放应力。
当铸造应力超过金属的抗拉强度时，铸件就会产生裂纹。
按裂纹形成的温度范围，可分为冷裂和热裂两种类型。
要避免铸件发生变形和裂纹，最根本的办法是减小残余应力。
4、凝固组织控制,铸件宏观组织一般可能存在三个不同的晶区：
表面细晶粒区：
靠近型壁的外壳层，有紊乱排列的细小等轴晶组成；柱状晶区：
由自外向内沿着热流方向彼此排列的柱状晶所组成；内部等轴晶区：
由紊乱排列的粗大等轴晶组成。
铸件典型的几种组织,三个晶区形成的简单过程是：
金属液浇入铸型后，先在温度低的型壁上形核与生长，同时又从其上脱落与游移，从而在型壁附近沉积成细小晶粒，构成表面细晶粒区；表层细晶层形成后，液体对流强度大大减弱，固液界面前沿晶体在与型壁垂直的单向热流作用下，向中心延伸，形成柱状晶区；在柱状晶生长过程中，液体内部也将可能出现过冷，形成新的等轴晶，或从别处迁移过来的游离晶生长成新的等轴晶，最终形成内部等轴晶区。
由于等轴晶性能均匀稳定，没有方向性，故其是生产中优先选择的宏观组织形态。
工艺上常采取的工艺措施有以下4条：
（1）适当降低浇注温度；
（2）合理运用铸型的激冷作用；（3）孕育处理；（4）动态晶粒细化。
（1）适当降低浇注温度,一方面防止柱状晶生长和晶粒粗化，另一方面又可以使游离晶在过热较小的液相中保留下来。
（2）合理运用铸型的激冷作用,对薄壁件，采用激冷能力强的铸型对厚壁件，采用激冷能力较弱的铸型,（3）孕育处理孕育处理的目的是造成大量晶核、细化晶粒。
合理选择孕育剂合理确定孕育工艺,（4）动态晶粒细化,振动：
振动铸型、浇注槽和浇口杯。
振动源有电磁、机械和超声振动搅拌：
机械、电磁搅拌旋转震荡：
变速旋转,二、焊接生产中的凝固过程控制,焊接熔池的凝固过程与一般铸造时液态金属凝固没有本质的区别，服从凝固理论的一般规律。
但焊接熔池的凝固过程还有其独有的一些特点。
1、焊接熔池特征,过热温度高动态下凝固对流强烈,焊接熔池凝固及焊缝的形成,2、焊缝凝固特点1）外延生长,熔池中柱状晶的形成,典型熔池形状,2）弯曲柱状晶,熔池的液相等温线及晶体生长线示意图,焊接速度对结晶形态的影响a）焊接速度大b）焊接速度小,焊缝凝固时晶区划分示意图,3）凝固界面生长形式多样性焊接熔池中的温度梯度与凝固速度比值G/R，在不同凝固阶段是不同的，其凝固生长界面亦可以从平界面生长过渡到枝晶生长形式。
3、熔池凝固组织控制,焊缝晶粒粗细与冲击韧性间的关系1-细晶组织2-粗晶组织3-粗大柱状晶,焊接过程中改善凝固组织，防止粗晶产生的主要措施：
1）变质处理2）振动结晶3）优化焊接工艺参数,三、陶瓷与粉末合金制备过程中的凝固现象,1、硅酸盐熔体的特点高温下硅酸盐熔体显著倾向于形成相对大的、形状不规则的短程有序结构。
2、硅酸盐熔体的凝固,凝固的压力-温度平衡图,新稳定相形核率、生长速率和温度之间的关系,硅酸盐熔体形成晶体需要一定的条件，即需要创造非均匀形核的条件，如下图所示。
具有液相偏析的二元相图a）两个不互溶液相区b）两个亚稳态过冷液相区,其他的一些方法有：
使用固体颗粒形核剂，或通过特殊的化学反应，如光化学反应获得。
第三章材料成形热过程,材料成形技术基础,第一节焊接成形热过程,一焊接热过程特点1.焊接热过程的局部集中性2.焊接热过程的瞬时性3.焊接热源的移动性,二焊接过程热效率热效率=Q/QQ:
焊接热源提供的热量;Q:
用于加热焊件的有效热量;,真正用于焊接的有效功率P为P=UIP:
电弧功率;U:
焊接电压;I:
焊接电流；,第二节焊接温度场所谓焊接温度场是指在焊接集中热源的作用下，被焊工件上（包括内部）各点在某一瞬时的温度分布。
一、焊接传热形式及热传导方程,1.焊接传热的基本形式,焊接过程主要研究的是焊件温度变化（相当于冷却为主）因此主要以热传导为主，适当考虑辐射和对流的作用。
2.焊接热传导的基本方程热总是从物体的高温部位向低温部位流动，它的流动规律服从傅立叶定律。
根据傅立叶定律及能量守恒定律，可以导出任一无限大物体内部的热传导基本方程。
傅立叶定律：
q=dT/dnq电流密度，即沿法线方向单位面积、单位时间内流过的热量；热导率（J/cmsc）,表示导热能力,焊接热传导方程T/t=aTa：
热扩散率（cm/s）:
拉普拉斯符号（/x+/y+/z）表示某时刻，物体上给定点附近温度分布越不均匀，则该点温度变化越快。
二、焊接温度场的数学表述法及数学解析的假定条件焊接温度场的数学表达式为T=f（x,y,z,t）,式中，T工件上某一瞬时某点的温度x,y,z工件上某点的空间坐标t时间数学解析的基本假定：
物理系数=常数初始温度均匀为零不考虑相变、散热和结晶潜热焊件几何尺寸是无限的热源作用于焊件形式为点、线和面状。
根据焊件的厚度和尺寸形状，传热的方式可以简化为：
1厚大焊件点状热源三维温度场2薄板焊件线状热源二维温度场3细棒对接面状热源一维温度场,三、瞬时热源的传导过程,假定焊件的初始温度t=0，利用瞬时热源法比较容易求得热传导基本方程的特解。
其特解为：
T（r,t）=r给定点到热源点的坐标n与热源有关的常数Q焊件瞬时获得的热能,点n=3线n=2面n=1,四、影响焊接温度场的因素,1热源的性质（热源能量的集中性）2焊接规范（焊速与能量，即焊接热输入）,3被焊金属的热物理性质（热导率，体积热容，热扩散率，比焓，表面传热系数等）,4.焊件的板厚及形状,薄板焊接的温度场分布,表面堆焊和丁字接头形式温度场分布,第三节焊接热循环,焊接时焊件在加热和冷却过程中温度随时间的变化。
即焊件上
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