材料研究学报(中文版) 2017 , 31 (12): 939-946 https://doi.org/10.11901/1005.3093.2016.742

研究论文

316LN钢焊缝在冲击过程中裂纹扩展行为分析

代克顺, 朱黎, 王晗, 肖文凯

武汉大学动力与机械学院武汉 430072

Crack Propagation of Weld Joint for Steel 316LN by Impact Loading

DAI Keshun, ZHU Li, WANG Han, XIAO Wenkai

School of Power and Mechanical Engineering, Wuhan University, Wuhan 430072, China

中图分类号: TG115.6

文章编号: 1005-3093(2017)12-0939-08

通讯作者: Correspondent: XIAO Wenkai, Tel: 13986163866, E-mail: xiaowenkai2003@163.com

收稿日期: 2016-12-20

网络出版日期: 2017-12-20

作者简介:

作者简介代克顺,男,1989年生,硕士生

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摘要

研究了316LN钢焊缝铸态组织在冲击载荷下的断裂行为。针对316LN钢铸态组织中常见的微观组织结构,如等轴状,柱状和树枝状亚晶等组织形态,结合粘聚力有限元方法(CFEM)进行建模,模拟了其裂纹扩展行为并与冲击实验中裂纹的实际扩展路径对比。结果表明,模拟结果给出的裂纹扩展规律与冲击实验结果一致。

关键词： 金属材料 ; 裂纹扩展 ; 粘聚力有限元方法 ; 亚晶

Abstract

The fracture behavior of weld join of steel 316LN by impact test was investigated in terms of macro and micro perspectives, while a numerical model based on cohesive finite element method (CFEM) was presented to describe the effect of microstructure on the fracture behavior of the weld joint of steel 316LN. Based on microstructure images acquired from the experiments, three types of typical microstructure such as equiaxial-, columnar- and dendritic sub-grains were numerically modeled. The crack propagation paths in the three types of microstructure were simulated, and which then were compared with the experimental results. It follows that the observed fracture behavior can be interpreted quite well by the prediction of the simulation.

Keywords： metallic materials ; crack propagation ; cohesive finite element method ; sub-grains

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代克顺, 朱黎, 王晗, 肖文凯. 316LN钢焊缝在冲击过程中裂纹扩展行为分析[J]. 材料研究学报(中文版), 2017, 31(12): 939-946 https://doi.org/10.11901/1005.3093.2016.742

DAI Keshun, ZHU Li, WANG Han, XIAO Wenkai. Crack Propagation of Weld Joint for Steel 316LN by Impact Loading[J]. Chinese Journal of Material Research, 2017, 31(12): 939-946 https://doi.org/10.11901/1005.3093.2016.742

AISI 316LN奥氏体不锈钢是国际热核聚变托克马克装置和核电站使用的主要结构材料,服役于77K液氮超低温环境。显然,断裂韧性是它的关键力学性能指标。经过固溶处理的316LN钢具有典型的均匀等轴的单相奥氏体组织且表现出优良的断裂韧性,但是其焊缝的断裂韧性却显著低于固溶处理的母材。这种情况,使该钢种结构件的焊接接头成为薄弱部位。因此,提高316LN奥氏体不锈钢焊缝的冲击韧性具有重大的意义。

大量研究者使用有限元模拟分析方法研究材料在工程应用中的裂纹扩展行为及其断裂韧性,近年来粘聚力有限元模型(CFEM)展现出其先进性和高效性。CFEM的发展起源于1980年代,它吸收了粘聚力研究领域里的进展后使裂纹开裂过程能够进行显式计算。Xu等^[1]开创性地在每个实体单元的边界上都插入可作为潜在开裂源的粘聚力单元,使描述随机性的连续动态开裂过程成为可能。此后CFEM广泛应用于工程计算和材料研究的各个领域,如叶片和风机接头的粘接面的开裂失效^[2,3],金属的切削性能^[4],增强相复合材料的基体开裂,相界面的裂纹萌生^[5~8]。Espinosa等^[9,10]在晶粒水平上构建了脆性多晶材料的内聚力有限元模型,并研究了多晶脆性材料的裂纹萌生和扩展行为。文献[11~13]量化地设置Al₂O₃/TiB₂复合陶瓷材料的微观组织特征参数,并建立了组织特征参数与宏观断裂韧性之间的函数关系。

金属合金受到化学成分、冶金过程以及热处理条件的影响,其微观组织特征更具有多样性和复杂性。因此,用CFEM研究金属材料微观组织与宏观断裂韧性之间的关系,例如球墨铸铁中的球状石墨的分布与大小^[14],Fe-Ni异种焊接焊缝中的碳化物析出相分布特征^[15],双相钢中马氏体相的含量、大小与分布^[16,17]因素对材料断裂韧性影响等。材料的断裂韧性和裂纹的扩展密切相关,因此探究裂纹在材料中的扩展规律对改善材料断裂韧性具有重要的作用。

本文模拟316LN焊缝金属的Charpy V 冲击过程,针对316LN焊缝铸态组织进行二维的CFEM建模并用ABAQUS Explicit进行显式计算,将从纳米压痕实验得到的弹塑性力学参数应用于模型的运算中研究裂纹在316LN焊缝铸态组织中的萌生和扩展行为,并用实际冲击断裂中的裂纹扩展行为加以验证。

1 实验方法

1.1 316LN焊缝的显微组织

图1a给出了窄间隙MAG焊焊接316LN的焊缝金相组织。由于316LN中Cr、Ni、Mo、Mn等合金元素含量较高,焊缝金属在非平衡凝固过程中发生成分偏聚而形成铸态组织。图2b,c,d进一步展示了316LN焊缝中普遍存在的等轴状、柱状、树枝状这三种基本形态的微观组织。焊缝金属铸态组织便是由这三种基本形态的组织混合组成的。Saeidi等^[18]已证实316LN的铸态组织仍然为单相奥氏体组织(Cr_eq/Ni_eq<1.25),图2b,c,d中的白亮部分是单相奥氏体晶粒内的Cr、Mo元素偏聚区,大尺寸Mo原子的富集造成该区域原子错排和位错缠结而被视为天然的小角度亚晶界,导致每个奥氏体晶粒被这些狭长的Cr、Mo元素偏聚区分隔为更细小的亚晶粒(图2b,c,d中的较暗部分)。根据凝固条件的不同,这些亚晶粒会生长成等轴状,柱状和树枝状这三种基本形态。Saeidi等^[18]还指出,Mo原子富集引起的强烈的固溶强化作用和位错缠结造成的应力场使亚晶界的强度和硬度明显高于亚晶粒区域,这使316LN铸态组织的宏观强度显著提高。

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图1 316LN焊缝铸态显微组织

Fig.1 Cast microstructures of 316LN weldment (a) and microstructure of equiaxial sub-grains in region I (b), columnar sub-grains in region II (c), and dendritic sub-grains in region III (d)

1.2 仿真方法

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图2 夏比V型冲击试验模型

Fig.2 Charpy V impact test model

仿照真实的Charpy V摆锤冲击装置及冲击条件,模型由金属垫块,冲击试样和摆锤共3部分组成,金属垫块和摆锤为刚体,冲击试样为可变形体。摆锤被赋予5.2 m/s的初速度以及174 J的初动能。如图2a所示。冲击试样上“V”形槽底部旁设有(6×10^-4 m)×(3×10^-4 m)矩形范围的铸态组织开裂区,设定材料开裂只在该区域发生,冲击试样其余部分为均匀的非开裂区,既无组织特征又不会发生材料开裂。之所以将开裂区设定为一个较小的尺寸范围,是为了减小有限元模拟的计算量。当然,从微观分析角度,该区域的尺寸大小已经足够。根据实际的316LN铸态组织设计开裂区的组织,如图2b所示。以等轴亚晶粒组织为例,在一个确定的量化参数条件下整个开裂区全部是相同形状和尺寸的正六边形等轴亚晶粒。开裂区划分网格后,由约1×10⁶个3节点连续平面应变实体单元(CPE3 in ABAQUS)组成,单元边长约为2×10^-6 m。在各实体单元之间插入了0厚度的粘聚力单元(COH2D4 in ABAQUS),总数约为1.5×10⁶个。在开裂区水平中线左侧设置有长度为10^-5 m的预制裂纹。实体单元代表焊缝组织的金属实体,用来描述焊缝金属的弹塑性变形行为。内聚力单元只分布在模型的开裂区,它们的几何厚度为0,嵌插在所有实体单元的交界处,用以描述实体单元之间的结合力和开裂时的断裂力学行为。所有的实体单元遵循各向同性的弹塑性本构关系^[19]

$\begin{matrix} D = D^{e} + D^{p} \end{matrix}$ (1)

其中D为变形率张量,D^e是变形率的线弹性部分,D^p为变形率的塑性部分。对于金属材料,可假设弹性变形是各向同性的小变形,所以有

$\begin{matrix} D^{e} = L^{- 1} : \hat{τ} \end{matrix}$ (2)

其中 $\begin{matrix} L \end{matrix}$ 为各向同性的弹性模量张量, $\begin{matrix} \hat{τ} \end{matrix}$ 为kirchhoff 应力的尧曼率。

塑性流变遵循J₂塑性理论

$\begin{matrix} D^{p} = \frac{3 {\dot{\overset{̅}{ε}}}_{p}}{2 \overset{̅}{σ}} τ^{'} \end{matrix}$ (3)

其中 $\begin{matrix} \overset{̅}{σ} \end{matrix}$ 表示冯米塞斯应力, $\begin{matrix} τ^{'} \end{matrix}$ 为偏应力, $\begin{matrix} {\dot{\overset{̅}{ε}}}_{p} \end{matrix}$ 为等效塑性应变率且由下式定义:

$\begin{matrix} {\dot{\overset{̅}{ε}}}_{p} = \sqrt[]{\frac{2}{3} D^{p} : D^{p}} \end{matrix}$ (4)

此外,形变硬化和加载速率对奥氏体不锈钢的力学性能的影响显著,因此引入Johnson-Cook (JC)模型描述焊缝金属的形变硬化行为和加载速率对其塑性变形的影响^[20]:

$\begin{matrix} σ = (σ_{0} + α ε^{n}) (1 + βln \frac{\dot{ε}}{{\dot{ε}}_{0}}) \end{matrix}$ (5)

其中 $\begin{matrix} σ \end{matrix}$ 为冯米塞斯流变应力, $\begin{matrix} σ_{0} \end{matrix}$ 为在参考温度和参考应变率条件下的屈服强度,α为应变强化系数,β为应变速率影响系数, $\begin{matrix} n \end{matrix}$ 为材料的形变硬化指数, $\begin{matrix} ε \end{matrix}$ 为材料的真实塑性应变, $\begin{matrix} \dot{ε} \end{matrix}$ 和 $\begin{matrix} {\dot{ε}}_{0} \end{matrix}$ 分别为材料的真实塑性应变速率和参考塑性应变速率。由于冲击过程极短,温度变化不明显,本模型不考虑温度变化对塑性应变的影响。

内聚力关系是内聚力单元的本构关系,它定义了内聚力面(相邻两实体单元的交界面)上的等效张力T(由公式9给出)与内聚力面的分离位移w(由公式10给出)的关系。ABAQUS软件中有多种内聚力本构关系,本文采用的是双线性内聚力本构关系^[20],由式

$\begin{matrix} T = \{\begin{matrix} T_{m} \frac{w}{w_{m}} ，当 0 \leq w \leq w_{m} 时 (6) \\ T_{m} \frac{w_{c} - w}{w_{c} - w_{m}} ，当 w_{m} \leq w \leq w_{c} 时 (7) \end{matrix} \end{matrix}$

表述。当内聚力单元的受载面上承受的等效张力达到 $\begin{matrix} T_{m} \end{matrix}$ 时内聚力单元达到开裂临界点,内聚力面的分离位移达到相应的 $\begin{matrix} w_{m} \end{matrix}$ ,裂纹开始萌生。在此之前,内聚力单元的应力-应变关系遵循公式(6)。当等效张力超过开裂临界点后材料开始失效,内聚力单元的承载能力下降,应力-应变关系遵循公式(7)。最后,金属基体完全分开时分离位移达到 $\begin{matrix} w_{c} \end{matrix}$ ,承载能力为零。整个双线性内聚力模型可由下图3表示。图中阴影部分面积就是开裂过程中形成新裂纹面时的能量释放率

$\begin{matrix} G_{F} = \int_{0}^{w_{c}} T (w) dw \end{matrix}$ (8)

且

$\begin{matrix} T = \sqrt[]{T_{η}^{2} + T_{τ}^{2}}, w = \sqrt[]{w_{η}^{2} + w_{τ}^{2}} \end{matrix}$ (9, 10)

其中下标η,τ分别表示法向与切向。对于弹性材料的动态开裂过程,平面应变裂纹尖端的J积分^[21]为

$\begin{matrix} J_{tip} = - B \frac{\partial U}{\partial X} = \int_{Γ} [(W + E_{k}) dy - t ∙ \frac{\partial u}{\partial x} ds] \end{matrix}$ (11)

式中B为裂纹体的厚度,U为线积分范围内的系统势能,X为裂纹在x轴方向上的投影长度(下文简称投影长度),W和E_k分别为积分曲线范围内的弹性应变能和动能, $\begin{matrix} t \end{matrix}$ 为积分曲线上沿法向上的张力张量, $\begin{matrix} u \end{matrix}$ 为位移张量。在弹性条件下不存在弹性卸载,J_tip是一个与积分路径无关的量且其数值等于裂纹尖端在x轴方向上位移一个单位长度时形成新裂纹面的能量释放率G_s,所以有

$\begin{matrix} J_{tip} = G_{s} \end{matrix}$ (12)

而且

$\begin{matrix} G_{s} = \frac{\partial γ_{s}}{\partial X} = \frac{\partial l ∙ G_{F}}{\partial X} \end{matrix}$ (13)

其中γ_s为新裂纹的表面能,l为裂纹的实际长度。式(13)说明,只有当裂纹是沿着x轴方向扩展的直裂纹时才有l=X,这时裂纹尖端开裂的能量释放率G_s才与CFEM中的粘聚力单元开裂能G_F在数值上相等。而当裂纹存在分叉或者沿曲折路径传播时,l>X,G_s>G_F。所以G_s能反应裂纹的弯曲程度和分叉。

本文研究的316LN不锈钢焊缝金属是弹塑性材料。对于弹塑性材料的开裂过程,外界对积分路线内的系统所做的功有两种耗散形式,即塑性应变和形成新的裂纹面。因此,在弹塑性条件下裂纹在x轴方向上扩展单位长度时的能量释放率^[22]为

$\begin{matrix} J = G_{p} + G_{s} \end{matrix}$ (14)

其中G_p代表裂纹扩展时的塑性应变能释放率。由于弹塑性材料开裂时存在卸载过程,能量释放率J是一个与积分路径有关的量。本文选取模型中的开裂区边界作为线积分路径,以开裂区为研究系统。在相同体积的条件下对比各种组织的塑性应变耗散能和裂纹开裂耗散能,从而评价各种组织在冲击开裂过程中的能量吸收能力。

$\begin{matrix} D_{p} = \int_{X_{0}}^{X} B G_{p} dx = ALLPD (X) \end{matrix}$ (15)

$\begin{matrix} D_{d} = \int_{X_{0}}^{X} B G_{s} dx = ALLDMD (X) \end{matrix}$ (16)

塑性变形引起的耗散能(下文简称塑性耗散能)D_p和形成新裂纹面引起的耗散能(下文简称开裂耗散能)D_d都是裂纹投影长度X的函数,ABAQUS history output分别用ALLPD和ALLDMD来记录这两项耗散能,它们与相应的能量释放率有如公式(15)和(16)所示的数学关系。X₀是预制裂纹的长度。

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图3 双线性内聚力定理

Fig.3 Bilinear cohesive law

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图4 不同形态亚晶粒的等轴亚晶粒模型、柱状亚晶粒模型和树枝状亚晶粒模型

Fig.4 Sub-grain model of equiaxed sub-grain model (a), columnar sub-grain model (b) and dendritic sub-grain model (c)

为了定量化的表征组织特征,本文选用规则多边形来模拟不同形态的亚晶粒。多边形可以保证亚晶粒紧密的排列和狭长的间隙以满足亚晶界狭长的几何特征。如图4a所示,用正六边形模拟等轴亚晶粒,以正六边形的内切圆半径作为等轴亚晶粒的量化参数。用八边形模拟柱状亚晶粒,如图4b所示,以八边形的短半轴长度a和长半轴长度b作为柱状亚晶粒的量化参数,且比值b /a的大小反应了组织的柱状化程度。如图4c所示,用复杂多边形模拟树枝状亚晶粒,以一次枝晶的短半轴长度a,长半轴长度b和二次枝晶生长长度c作为树枝状亚晶粒的量化参数。图4a,b,c展示了316LN奥氏体不锈钢的3种基本的铸态组织的模型。此外,本文以柱状和树枝状亚晶粒的长轴与冲击方向所成夹角 $\begin{matrix} θ \end{matrix}$ 来量化的表征组织的位向与分布特征。

1.3 纳米压痕实验与有限元模拟

本文需要的316LN焊缝组织的力学性能参数,是通过纳米压痕实验、单轴拉伸试验与ABAQUS有限元模拟相结合的方法得出的。其中材料的弹性模量直接由纳米压痕的实验数据得到,其计算原理由公式

$\begin{matrix} E_{} = \frac{\sqrt[]{π}}{2 λ} \frac{H}{\sqrt[]{S}} \end{matrix}$ (17)

给出。其中 $\begin{matrix} E_{} \end{matrix}$ 表示弹性模量, $\begin{matrix} λ \end{matrix}$ 为与压头几何形状相关的常数,H为卸载曲线顶部的斜率, $\begin{matrix} S \end{matrix}$ 为接触面积。

将尺寸为10^-2 m×10^-2 m×(5×10^-3 m)的焊缝金属样块的面积为10^-2 m×10^-2 m的一面进行机械抛光,然后用体积比为HNO₃:HCl:H₂O=1:1:1的腐蚀液轻微腐蚀至刚好能在显微镜下分辨出不同组织区域的程度。将试样固定在纳米压痕仪(Hysitron,TI900 TriboIndenter)上,每隔3×10^-6 m距离打一个压痕,直至有足够的压痕分别恰好完全落在亚晶粒和亚晶界区域。当有压痕同时覆盖两个区域时,视为无效数据。压头型号为三棱锥berkvoich压头,曲率半径5×10^-8 m。压头加载速度为13.3×10^-6 N/s,最大载荷4×10^-3 N且保持120 s,卸载速度和加载速度相同。

使用ABAQUS对三棱锥压头、焊缝金属建模,选用JC模型作为焊缝金属的本构关系,输入相应的参量 $\begin{matrix} σ_{0} ， α ， β ， {\dot{ε}}_{0} ， n \end{matrix}$ 作为焊缝金属的塑性参数,提交Standard求解器求解。将有限元法模拟纳米压痕过程所得到的载荷位移曲线与实际纳米压痕实验所得载荷位移曲线比较,改变焊缝金属的弹塑性本构关系参数直至模拟曲线与实际曲线基本吻合,如图5所示。于是,模拟所用到的弹塑性参数即可视为316LN焊缝金属的实际弹塑性力学参数。另外,对316LN焊缝金属进行单轴拉伸试验,测量拉伸件开始发生颈缩时颈缩区的真实应变 $\begin{matrix} ε \end{matrix}$ 和平均应变速率 $\begin{matrix} \dot{ε} \end{matrix}$ ,并协同纳米压痕所得的参数带入式(5)算出亚晶粒区和亚晶界区的临界开裂应力T_m。观察并测量未冲断试样的焊缝金属中裂纹尖端张开位移来确定粘聚力单元完全开裂时的分离位移w_c。最后,得到如表1所示的各项焊缝金属力学性能指标。

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图5 纳米压痕过程中的载荷位移曲线

Fig.5 Nanoidentation load-depth curves

表1 焊缝金属的力学性能参数

Table 1 Mechanical property parameters of weldment

	σ₀ /10⁶ Pa	α /10⁶ Pa	β	$\begin{matrix} {\dot{ε}}_{0} \end{matrix}$	n	Density, ρ /kgm^-3	E /10⁹ Pa	ν	T_m /10⁶ Pa	W_c /10^-6 m	G_F /10³ Jm^-2
Sub-grain zone	325	1854	0.01262	0.1	0.42	7900	173.3	0.28	1480	10	14.8
Sub-grainboundary	455	2120	0.01262	0.1	0.35	7900	206.8	0.28	1800	6	10.8

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2 实验结果和分析

对比Charpy V冲击实验后焊缝金属的光学金相图片中的裂纹轮廓和有限元模型开裂区结果,分别探究冲击载荷条件下裂纹在等轴状、柱状、树枝状亚晶粒组织中的扩展行为。图6a和图6b分别给出了裂纹在等轴亚晶粒组织中扩展路径的实验结果和模拟结果(仅开裂区)。两种结果均表明,裂纹横穿亚晶粒和亚晶界向前传播,裂纹路径参差不齐但保持在中心线附近上下波动。图6c给出了裂纹在柱状亚晶粒组织中扩展路径的实验结果,其中柱状亚晶粒长轴方向(图中蓝色箭头所示)与冲击力方向成一定的夹角θ₁。在此种情况下裂纹以两种模式向前扩展。模式1:裂纹在柱状亚晶内沿着长轴方向扩展,已在图6c中用线①和③标出。模式2:裂纹以横穿亚晶与亚晶界的方式扩展,已在图6c中用线②标出。

同时,这两种方式交替进行,最后形成阶梯状的扩展路径。从图6d可以看出,模拟结果与实际情况的对应程度甚高,并更加清晰地显示出,模拟裂纹也是先沿着长轴方向在柱状亚晶粒内开裂而后横切柱状亚晶粒及亚晶界这两种模式交替进行的方式向前扩展的,最后形成标志性的阶梯状的扩展路径并且沿着柱状晶长轴方向逐渐偏离水平中心线。图6e和图6f表明,裂纹在树枝状亚晶粒组织中的扩展行为和柱状晶一致。当一次枝晶长轴方向与冲击力方向成一定夹角时,裂纹也是以阶梯的形式向前推进并逐步沿一次枝状亚晶的长轴方向偏离中心水平线。大量的金相组织观察结果表明,一次枝状亚晶极为粗大,其组织量化参数满足a >7.5×10^-6m,b/a >20的条件。事实上,一次树枝状亚晶本质上就可看做是粗大的柱状晶,因此其断裂行为与柱状晶具有相同特征。在图6f的参数条件下二次枝状亚晶不仅细小而且也呈方向性排列,对裂纹的扩展模式影响作用甚微。因此,一次树枝状亚晶对裂纹扩展行为起主导作用,导致枝状亚晶结构与柱状亚晶结构的裂纹扩展行为相同。

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图6 裂纹在焊缝中的实际扩展路径和模拟扩展路径对比

Fig.6 Actual extension path of crack in equiaxial-(a), columnar-(c) and dendritic sub-grains (e); simulative extension path of crack in equiaxial-(b), columnar-(d) and dendritic sub-grains (f)

图7a,b,c给出了在模拟条件下裂纹在柱状亚晶组织中扩展时的细节并揭示了阶梯状扩展路径形成的原因,即裂纹以模式1和模式2交替扩展的内在机制。图7a表明,在模拟条件下,虽然有预制裂纹存在,但是预制裂纹的尖端还未穿过亚晶界向前扩展时柱状亚晶粒内就已经有微孔沿着长轴方向形核了。这表明,亚晶界起到了阻碍裂纹扩展的作用。随着断裂过程的发展这些微孔逐渐连接合并成连续的裂纹(图7b),这一过程解释了在柱状亚晶中裂纹是如何按照模式1扩展的。图7b表明,在模拟条件下微孔也可同时在几个相邻的亚晶粒中形核。随后微孔长大,最后穿过亚晶界合并成连续的裂纹(图7c),这一过程也解释了裂纹是如何按照模式2扩展的。模式1和模式2交替进行,便形成了阶梯状的裂纹扩展路径。微孔优先在亚晶粒内形核,是亚晶粒与亚晶界存在的强度差造成的。因为亚晶粒区域内的屈服强度和形变硬化能力都较亚晶界为低,塑性变形首先发生在亚晶粒区域内。亚晶粒区域的位错滑移被亚晶界束缚在亚晶界范围内,所以位错只能在亚晶粒区域不断塞集缠结,造成局部应力集中,最后形成微孔。上述微孔形核机理,Guo等^[23]在铁素体-奥氏体双相不锈钢的静力拉伸断裂过程中也观察到。在冲断试样的316LN焊缝金属金相照片中,也观察到微孔优先在柱状亚晶内形核,如图7d中的蓝色箭头所示,在一个柱状晶内的长轴方向上,有一串微孔已经形核,而在最外侧的裂纹边缘上,是微孔已经合并成的连续扩展路径(箭头所示)。这说明,微孔确实优先在亚晶粒内形核并证实了模式1的正确性。更值得注意的是,在扫描电镜下观察到了裂纹沿柱状亚晶长轴方向传播时(模式1)的断口表面形貌,如图8a所示,裂纹沿柱状亚晶长轴方向扩展时,断口表面形貌表现出明显的方向性。白线b和c之间的区域是原柱状亚晶粒区域,其中的韧窝较大且相连成串分布在亚晶粒区域内,反映了微孔沿柱状晶长轴方向连接合并的过程。白线a和b之间是原亚晶界区域,其内的韧窝特征明显不同于亚晶区域,说明亚晶粒内的微孔扩张和长大确实受到了亚晶界的阻碍和限制。

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图7 实际与模拟条件下裂纹在柱状亚晶组织中的扩展

Fig.7 Microvoids nucleation occurred (a), coalesced (b) and extended (c) in simulated columnar sub-grains, (d) microvoids nucleation occurred and coalesced in real columnar sub-gains

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图8 冲击断口的扫描图片

Fig.8 SEM images of impact fracture in columnar (a) and equiaxial (b) sub-grains area

当裂纹在等轴亚晶组织内扩展时,微孔也优先在亚晶区域内形核。但是,由于等轴亚晶组织不可能存在模式1的裂纹扩展方式,裂纹只能以模式2的方式扩展。图8b给出了裂纹按模式2扩展时断口表面的形貌特征。与模式1的断口形貌相比,它并没有表现出任何的方向性。这说明,模式2减少了裂纹扩展的方向性而使得裂纹扩展方向更具有随机性,因此在等轴亚晶组织中裂纹扩展的路径因随机偏折而显得参差不齐。

综上所述,粘聚力有限元模型准确的描述了裂纹在316LN焊缝铸态组织中的萌生和扩展行为,其模拟结果与焊缝的实际断裂行为相符。

3 结论

(1) 在316LN钢焊缝的冲击过程中,裂纹在焊缝的等轴亚晶粒组织中横穿亚晶粒和亚晶界向前传播,扩展路径参差不齐但保持在中心线附近波动。

(2) 裂纹在焊缝的柱状亚晶组织中的扩展模式有两种:沿柱状亚晶的长轴方向扩展和横穿亚晶和亚晶界方式扩展。裂纹在柱状亚晶中的扩展以上述两种模式交替进行。裂纹在焊缝的枝状亚晶结构中的扩展行为与柱状亚晶结构中的相同。

The authors have declared that no competing interests exist.

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