Ⅱ型边界特别引人注目，这是因为在工作中产生过很多开裂事故[有时称为“剥离”（disbonding）]都和它有关，如图9-3和图9-4所示，Ⅱ型边界本质是一种晶粒边界，位于熔合区焊缝侧几个微米处，沿平行于熔合线的方向伸展。在图9-4上这种边界连续穿过了几个晶粒并保持大致平行于熔合线。有报告称裂纹和剥离就是沿Ⅱ型边界发生的，特别是在碳钢上熔敷奥氏体不锈钢时容易发生。这种开裂的机理将在9.3.2节中予以阐述。
Nelson等研究了在铁素体钢上熔敷奥氏体不锈钢或其他FCC（面心立方）合金时形成Ⅱ型边界的机理[8，9，14，15]，他们下结论说：只有当FCC熔敷金属凝固时，在这个温度下（碳钢或低合金钢）是以δ铁素体存在，此时才会形成Ⅱ型边界。因为此时熔合线上的熔融金属不能在母材半熔化的δ铁素体上向熔池进行奥氏体晶粒的同轴生长，而需要在熔池金属中进行FCC非均质成核。然而在凝固后很短时间温度降低后，碳钢母材的δ铁素体又转变为奥氏体，这样熔合边界上原来的BCC-FCC界面转变为FCC-FCC界面，而在界面的两侧存在严重的取向错匹配，使熔合线成为高能量的可移动的界面，由于温度梯度、成分梯度和FCC熔敷金属以及FCC基底金属晶格参数不同，因而产生应变能，在这种应变能的驱动下，熔合边界向FCC熔敷金属内部迁移；当温度继续降低时，被锁定在离熔合边界一个短距离的位置上，形成Ⅱ形边界。
图9-7示出了Nelson等[14，15]提出的形成Ⅱ型边界机理的示意图。注意Ⅱ型边界是在碳钢或基底材料处在固态奥氏体相的温度范围内形成的。焊接热输入和HAZ中的温度梯度将对其形成产生某些影响，这是因为这些参数将对焊缝金属和HAZ金属都处于奥氏体状态的时间和Ⅱ型边界得以迁移的时间产生影响。Nelson等为了证明这个机理，又用了其他材料的组合，如把Monel合金（奥氏体，70Ni-30Cr）熔敷在纯铁上和熔敷在409铁素体不锈钢上等。在前一种组合中，只要母材的稀释率不至于大到使焊缝凝固成铁素体，就会在熔合边界上出现Ⅱ型边界。而在后一种组合中，由于409钢从室温到熔化都是铁素体组织，所以就未形成Ⅱ型边界，这是因为在母材金属基底中不出现奥氏体，所以图9-7描述的形成Ⅱ型边界的机理不能实现。
图9-7 在用奥氏体填充金属焊接碳钢母材，进行异种金属焊接时在奥氏体焊缝金属中形成Ⅱ型边界的机理
（引自Nelson等[15]，ASM国际授权）(www.xing528.com)
在Ⅱ型边界形成后，基底金属转变成铁素体或其他分解产物，而熔池边界的成分过渡区或者其一部分转变为马氏体，马氏体可以生长到Ⅱ型边界，也可以停止在它下面。图9-8显示了马氏体停止在Ⅱ型边界下面的例子。因为在过渡区中BCC或马氏体的一侧与熔敷金属FCC的一侧线胀系数不匹配，热循环就会在这个区域产生应变，而Ⅱ型边界又是一组弱而近似平面的界面，因而成为优先开裂的位置（见9.3.2节）。此外如果工作环境会对工件充氢，则熔合边界上的马氏体就可能产生氢致裂纹。
图9-8 在纯铁上堆焊70%Ni-30%Cu蒙乃尔合金（56%稀释率）形成的过渡区
（引自Rowe等[9]，美国焊接学会授权）
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