CN111521507B - 一种环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法 - Google Patents

一种环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，对环保不锈钢焊接焊缝处于需多次经历较大温差的冷热载荷的工况进行热疲劳模拟，通过对热疲劳试样在焊接前加入稀土元素，得出环保不锈钢焊接时加入稀土元素可以得到良好的抗热疲劳特性此结论；对于铁素体不锈钢焊接接头的热疲劳表面裂纹扩展曲线，选择指数模型得到的热疲劳表面裂纹扩展曲线的拟合精度较高、试验数据更准确；试验得出的、在热疲劳裂纹扩展进入稳定扩展阶段后的扩展速率方程计算求得的表面裂纹扩展速率与实际试验相符合，可以为实际生产提供可靠的数据支持。

Description

一种环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法
技术领域
本发明涉及一种焊缝试验方法，具体是一种适用于节约资源型环保不锈钢接头的焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率试验方法，属于焊接技术领域。
背景技术
铁素体不锈钢(400系)含铬量在15％～30％，具有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等元素，这类钢具有导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。由于铁素体不锈钢含镍很少或不含镍，被业界称为节约资源型环保材料。
409L是低铬镍铁素体不锈钢的典型代表，常被用于汽车排气歧管的制造中，然而歧管在工作过程中，其温度可以高达到800℃～1000℃，伴随着汽车不断的启动或停止，歧管焊接接头处需多次经历较大温差的冷热载荷，导致歧管焊接接头焊缝处产生热疲劳表面裂纹、甚至发生断裂，因此研究其热疲劳特性具有实际意义。
目前对于疲劳裂纹扩展的研究上，多用S-N曲线探究在恒温下不锈钢的持久极限，利用有限元与雨流计算法得到a-N曲线图探究裂纹长度与循环次数之间的关系。但在S-N曲线上研究疲劳可靠性，具有一定的概率水平。为得到更为准确的S-N曲线，往往需要对现有的材料参数进行相应的调整或拟定新的疲劳模型。a-N曲线与S-N曲线都可以用于疲劳可靠性的研究，且两者在研究焊接接头疲劳可靠性时具有一定的兼容性，有研究发现，也可通过双对数图中S-N曲线的平行移动，获取裂纹前沿处的初始损伤相对应的裂纹扩展速率曲线。而影响疲劳裂纹扩展特性的因素较多，较为复杂，所以研究时抓住主要影响因素，控制试验变量。
就针对汽车排气管这样的管状结构而言，表面裂纹是焊接管状节点中最常见的缺陷，也是计算此类结构件疲劳研究的重点。而在表面裂纹扩展速率的研究中，管节点表面裂纹的应力强度因子的计算更是尤为重要。常规计算T、Y、K形板节点和平板表面裂纹的应力强度因子并没有考虑到残余应力、裂纹扩展角、应力的重分布和载荷效应的影响，就这一问题建立适用于管板和管状节点表面裂纹的应力强度因子的新模型成为研究热点。抛开外载荷影响因素，焊接接头在高温条件下，因焊缝处材料不同而造成的热变形、金属热激活回复、动态回复、再结晶都可能会对焊接接头的组织细化、位错密度、应变速率、裂纹的扩展速率、扩展机制造成影响，这些均是影响焊接接头疲劳寿命的重要因素，但因裂纹扩展造成的失效相对较多，因此对焊接接头焊缝裂纹扩展速率的研究是热疲劳特性研究的重点，但目前针对环保不锈钢接头焊缝裂纹扩展速率的相关研究记载很少，而传统不锈钢表面裂纹扩展速率的数据往往与实际生产并不相符。
发明内容
针对上述问题，本发明提供一种环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，通过该试验方法得到环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率方程，通过该方程计算求得的表面裂纹扩展速率与实际试验相符合，可以为实际生产提供可靠的数据支持，特别适用于409L低铬镍铁素体不锈钢应用于需多次经历较大温差的冷热载荷的工况。
为实现上述目的，本环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，具体包括以下步骤：
步骤一，试样制备：由奥氏体不锈钢为充填材料，将两块铁素体不锈钢试样对接焊接后进行切割，保证切割加工焊缝中心与试样V型缺口中心重合，得到试验所需的含有V型缺口的热疲劳试样；
步骤二，热疲劳试验：在热疲劳试验机上按照设定的试验次数对热疲劳试样进行热疲劳试验，并在达到设定的试验次数数据采样点时对热疲劳试样的表面裂纹进行测量并记录；
步骤三，焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率计算：选择指数模型
Figure BDA0002475971800000021
其中C1、C2、C3、C4为通过不同循环次数所对应的裂纹长度通过拟合后所求解出来的a-N方程指数模型待求系数，取裂纹长度a为单一试验指标对应的拟合曲线的裂纹长度值，循环次数N为单一试验变量对应的循环次数值，利用Matlab软件对试验次数数据采样点采集的多个表面裂纹长度数据点进行拟合，得到a-N表面裂纹扩展曲线方程a＝206.4e0.00293N-260.1e-0.01119N；
引入Paris公式da/dN＝C(△K)m求解母材试样热疲劳表面裂纹稳定扩展阶段扩展速率公式，其中a表示裂纹长度、N表示循环次数、C和m为材料参数、△K为应力强度因子，△K的计算公式为
Figure BDA0002475971800000031
其中△P为裂纹扩展受力幅值、B为试样的厚度、w为裂纹扩展方向的试样宽度、a为裂纹长度，求得各循环次数下裂纹扩展速率da/dN值，拟合后获得母材焊接接头热疲劳裂纹扩展速率公式为da/dN＝0.2244△K0.992；
利用热疲劳表面裂纹扩展速率方程da/dN＝0.2244△K0.992得到母材焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率曲线，获得Paris扩展阶段开始点对应的da/dN值。
步骤三中，在计算应力强度因子△K时，先定义材料属性并对试样进行实体建模，划分网格后利用Ansys软件对热应力进行分析得到母材试样的热结构耦合应力云图，取最大热应力值作为△P值。
定义材料属性对试样进行实体建模时，对试样焊缝处、V型缺口处的网格划分密度加大进行网格划分，获取V型缺口尖端由温度场所产生的热应力大小，最大热应力值对应V型缺口的尖端。
步骤三中，求解各循环次数下裂纹扩展速率da/dN值时，对应热疲劳试样的表面裂纹测量记录，采用割线法进行求解，割线法求解da/dN公式为：da/dN＝(ai+1-ai)/(Ni+1-Ni)。
步骤二中，对热疲劳试样的表面裂纹进行测量的方式为：沿裂纹扩展路径取小段直线测量，并多次测量后求平均值。
步骤二中，在热疲劳试验机上对热疲劳试样进行热疲劳试验时，当温度到达温度上限后采用自然冷却的方式。
一种改善409L低铬镍铁素体不锈钢焊缝抗热疲劳性能的方法，由奥氏体不锈钢为充填材料进行焊接，并加入Ce元素和Ti元素。加入的Ce元素和Ti元素的质量分数分别为0.24wt.％和0.72wt.％。
Ce元素和Ti元素分别以纳米级的CeO2、TiO2的形式加入。在焊接前用丙酮反复清洗焊接试样的待焊接截面，在丙酮蒸发后称取两块焊接试样重量，将含有CeO2、TiO2丙酮溶液均匀的涂抹在待焊接截面上，晾干后再次称取两块焊接试样的重量，计算得到Ce、Ti的质量分数分别为0.24wt.％和0.72wt.％的焊接试样。
与现有技术相比，本环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法以409L低铬镍铁素体不锈钢为例，对环保不锈钢焊接焊缝处于需多次经历较大温差的冷热载荷的工况进行热疲劳模拟，通过对热疲劳试样在焊接前加入Ce元素和Ti元素，可以有效减少铁素体不锈钢中Cr元素的偏析、降低其氧化速率、减小再结晶现象的发生，从而可以得出环保不锈钢焊接时加入Ce元素和Ti元素可以得到良好的抗热疲劳特性此结论；对于铁素体不锈钢焊接接头的热疲劳表面裂纹扩展曲线a-N，选择指数模型
Figure BDA0002475971800000041
得到的热疲劳表面裂纹扩展曲线a＝206.4e0.00293N-260.1e-0.01119N的拟合相关性系数R值为0.9968、拟合精度较高，符合裂纹增长长度与循环次数之间的关系，更优于a＝G1+G2N线性模型、试验数据更准确；试验得出的表面裂纹扩展速率方程，在热疲劳裂纹扩展进入稳定扩展阶段后为da/dN＝0.2244△K0.992，运用相同的试验条件进行实际生产验证，经测量，该方程计算求得的表面裂纹扩展速率与实际试验相符合，可以为实际生产提供可靠的数据支持。
附图说明
图1-1是热疲劳试样的结构示意图；
图1-2是图1-1的I向局部放大示图；
图2是试样放置位置示意图；
图3是试样温度变化曲线图；
图4是试样焊缝宏观形貌示图，其中(a)是母材试样、(b)是含稀土试样；
图5是试样断口宏观形貌示图，其中(a)是母材试样、(b)是含稀土试样；
图6是母材试样的断口微观形貌及面扫能谱示图，其中(a)是断口氧化缺陷微观形貌，(b)是海绵状氧化物微观形貌，(c)是局部放大的氧化坑洼及裂纹扩展区，(d)是无缺陷的氧化区元素组成及分布；
图7是含稀土试样的断口微观形貌及面扫能谱示图，其中(a)是氧化区与解理区微观形貌，(b)是氧化区微观形貌，(c)是解理区元素组成及分布，(d)是氧化区元素组成及分布；
图8是断口微区点扫能谱分析示图，其中(a)是母材试样，(b)是含稀土试样解理区，(c)是含稀土试样氧化区；
图9是拟合曲线图，其中(a)是线性模型拟合曲线，(b)是指数模型拟合曲线；
图10是疲劳试样热结构耦合等效应力云图；
图11是409L热疲劳表面裂纹扩展速率曲线图。
具体实施方式
不锈钢的各种高温特性可以通过采用不同的加工工艺、添加不同的稳定元素等方法进行提高，而不同的工作环境对不锈钢的高温特性影响也各不相同。稀土等稳定元素的加入，可以有效的改善不锈钢的微观组织，以达到减小夹杂物尺寸与体积分数，提高抗疲劳裂纹萌生力，提高耐晶间腐蚀能力。本发明以409L铁素体不锈钢焊接接头为例，首先对409L铁素体不锈钢焊接接头在50℃～800℃之间无外载荷影响下的热疲劳表面裂纹的产生机制、扩展情况进行分析，分析其a-N曲线图探究裂纹长度与循环次数之间的关系，然后引入Paris裂纹扩展模型求解409L焊接接头热疲劳表面裂纹扩展方程。具体的：
1、试样制备
试验材料为105mm×70mm×4mm的409L(00Cr11Ti)铁素体不锈钢热轧焊接试板。用砂纸与锉刀打磨加工，去除毛刺边角。焊接时将两块焊接试板对接焊接，接头为I形焊接坡口。409L铁素体不锈钢板材化学成分如表1所示。焊接试验采用直径为1.6mm的ER304奥氏体不锈钢为充填材料。由奥氏体不锈钢为充填材料的焊接接头，具有良好的物理化学性能。ER304奥氏体不锈钢的化学成分如表2所示。
表1 409L铁素体不锈钢化学成分(质量百分数,wt.％)
Figure BDA0002475971800000051
表2 ER304奥氏体不锈钢化学成分(质量分数,wt.％)
Figure BDA0002475971800000052
将焊接试板待焊接一侧，用砂纸反复打磨，去除杂质，飞边，毛刺等。使用有机溶液丙酮清洗待焊接面，去除油污，氧化物及灰尘，晾干后立刻进行焊接试验。采用TIG-200A型逆变直流氩弧焊机，对焊接试板进行焊接。
用线切割机床将焊接完成后的钢板进行切割，得到试验所需的含有V型缺口的热疲劳试样。V型缺口位于焊缝中间位置，为产生应力集中，诱发裂纹，以便为观察微型试样热疲劳裂纹的萌生与扩展做好准备。线切割加工焊缝中心与试样V型缺口中心重合，热疲劳试样如图1-1、图1-2所示。
为了提高409L不锈钢的焊接接头的性能，试验制备14组不同Ce、Ti含量的焊接接头试样，并对其进行冲击、拉伸试验，试验结果表明加入Ce、Ti的质量分数分别为0.24wt.％和0.72wt.％时试样性能最好。同理，在本试验中Ce、Ti元素分别以纳米级的CeO2、TiO2的形式加入，在焊接前用丙酮，反复清洗409L焊接试板待焊接截面，在丙酮蒸发后称取两块焊接试板重量。将含有CeO2、TiO2丙酮溶液均匀的涂抹在待焊接截面上，晾干后再次称取两块焊接试板的重量，计算得到Ce、Ti的质量分数分别为0.24wt.％和0.72wt.％的一组焊接试板。采用相同的焊接工艺、切割方式得到含有Ce、Ti元素且性能良好的409L焊接接头。
2、热疲劳试验
在DST-01热疲劳试验机上进行热疲劳试验，再用石英片将含有Ce、Ti元素的微型热疲劳试样与母材微型热疲劳试样隔开，将感应热电偶放置在试样焊缝中心位置，且试样放置位置位于感应线圈中心位置，确保试样加热均匀，试样放置位置如图2所示。
开始试验前开启冷却水，设置温度上下限分别为800℃和50℃，调节功率箱，设置升温时间为161s，当温度到达800℃后采用自然冷却的方式，平均冷却时间为500s，试样温度变化曲线如图3所示。
对试验结束后的试样沿焊缝中心进行低温冲击，并对冲击后的断口使用超声波清洗，去除表面杂质与氧化物。
3、断口组织分析和能谱分析
采用扫描电镜对试样的断口进行组织分析。为辅助判断断口化学成分，采用能谱仪对断口进行能谱分析。
在经过1100次50℃～800℃的高低温循环后，两热疲劳试样均出现不同程度上的形变，且表面存在大量的网状裂纹。添加了Ce、Ti元素的微型热疲劳试样，整体形变量相对较小，但在焊缝处，由于409L铁素体不锈钢和焊缝充填材料的ER304奥氏体不锈钢的热膨胀系数不相同，导致在焊缝处出现形变，该试样的焊缝表面出现的网状裂纹较少，且V型缺口处与熔合区均没有出现裂纹，如图4(b)所示。相比较添加了Ce、Ti元素的微型热疲劳试样，母材试样则是整体形变量较大，焊缝周围出现的网状裂纹多且裂纹宽度深度都显得更大，且焊缝处出现了大量的细小空洞与少量脱落，使得焊缝呈现出海绵状的形貌，在V型缺口处有肉眼可见的裂纹，该裂纹扩展至熔合区并沿交界方向继续向下扩展，如图4(a)所示。由此可以看出添加了Ce、Ti元素的微型热疲劳试样，相比较于母材的微型热疲劳试样呈现出更好的抗热疲劳性能。
对两试样断口的宏观形貌进行观察，可以看出母材热疲劳试样，断口氧化现象较为严重，表现为大量黑色氧物附着在断口表面，氧化物呈现出疏松状，易发生脱落，断口整体形变较为严重，如图5(a)所示。添加了Ce、Ti元素的微型热疲劳试样，只有位于断口两侧边缘处出现氧化现象，氧化物相较于母材断口较为致密，不易发生脱落，试样焊缝中心位置并没有发生氧化现象，断口形变量相对较小，如图5(b)所示。
对两试样断口的微观形貌进行观察，由图6(a)、图6(b)所示，可以发现母材试样断口形貌凹凸不平，存在较大的氧化坑洼，坑洼周围分布着较厚且疏松的氧化层，氧化层上存在许多微孔，整体呈现出松散易脱落的海绵状。除此之外，断口表面存在密集的热疲劳裂纹，较大的裂纹沿着微孔与氧化缺陷较为严重的路径扩展。含稀土试样断口如图7(a)所示，可以发现有明显的氧化区与解理区，解理区大部分是由解理台阶组成的河流花形貌，存在舌状解理台阶，解理台阶上有明显的滑移带，且存在凸出的撕裂脊，该部分断口表现出脆性与韧性同时存在的混合断裂；对氧化区局部放大后得到图7(b)，发现在该区域内存在明显的氧化裂纹与氧化条纹，且分布着许多细小的微粒。与母材试样的氧化区相比，含稀土试样的氧化区没有表现出松散的海绵状，而是更为致密的氧化层。
对母材裂纹汇聚且氧化缺陷较大区域局部放大得到图6(c)。在该区域内存在较为密集的细小裂纹，这些小裂纹相互交汇，是引起脱落造成氧化坑洼的主要原因。然而诱发小裂纹与微孔产生的主要原因为，焊缝在高温条件下发生了金属热激活回复现象。试样在50℃～800℃的整个升温过程中，其内部金属由低温时的空位运动和空位和其它缺陷结合的机制转变为高温时的位错运动，这种位错运动使原来变形体中分布杂乱的位错向着低能量状态重新分布和排列成亚晶。伴随着循环次数的增加，这样的空位运动和位错运动不断增加，最终形成了细小空洞和小裂纹，而这样的小空洞不断聚集，长大便形成母材试样焊缝处的海绵状形貌，小裂纹与小裂纹、空洞的不断扩展相连便形成了大裂纹。同时，在焊缝熔合区部位存在409L和ER304两种不锈钢材料，而ER304奥氏体不锈钢的位错能相对较低，这时在高温条件下，根据回复位错运动的特点，更易于表面裂纹的扩展。不仅如此，两种不锈钢之间的热膨胀系数存在较大差异，在高温时造成的不等量形变会加速裂纹的扩展，因此如图4(a)所示，V型缺口处产生的裂纹会沿着熔合区扩展。除此以外，断口所附着的脆性氧化物的存在会加速循环滑移，引起局部的穿晶开裂，加速裂纹的扩展。综上所述，空位运动造成的热缺陷形成了微孔，最终造成了海绵状形貌的氧化区；而在高温下的溶质原子的强化作用，促进了位错的平面滑移和如图6(a)中的滑移带的形成，最终产生细小裂纹；而裂纹的扩展产生是空位运动、位错运动、不等量形变、高温氧化共同作用的结果。
添加了Ce、Ti元素的热疲劳试样呈现出良好的抗热疲劳特性，在相同试验条件产生的氧化物，含稀土试样的则显得更为致密不易脱落。
对母材断口如图6(c)中虚线左侧的没有较大缺陷的氧化区进行面扫能谱分析，结果为图6(d)所示，该氧化区主要由Fe，Cr元素组成。同样对含稀土试样图7(b)的氧化区进行面扫能谱分析，结果为图7(d)所示，该氧化区主要组成元素也为Fe、Cr。此时发现两试样氧化物的组成元素基本相同，且含量差距不大，但却表现出截然不同的差异。对两试样氧化区进一步分析，在图6(c)中母材试样裂纹汇聚且缺陷较为明显的圆形微区进行点扫能谱分析，结果如图8(a)所示，该微区主要由Fe、Cr、C元素组成。同样对图7(b)中含稀土试样氧化层的存在缺陷的圆形微区进行点扫能谱分析，结果如图8(c)所示，该微区主要由Fe、Cr、C、Si元素组成。虽然两微区主要组成元素都含有Fe、Cr、C，但含稀土试样Fe元素含量高于母材试样近一倍，且C元素远远少于母材试样，而Cr元素少于母材试样。由此推断母材试样裂纹缺陷明显处，在高温条件下，可能产生CrC化合物及(Fe，Cr)2O3热氧化膜。CrC化合物，使得母材试样断口处的Cr元素产生偏析，而Cr元素的减少导致了不锈钢抗腐蚀能力的显著下降，且破坏了(Fe，Cr)2O3热氧化膜，加速了氧化行为。含稀土试样同样产生了CrC化合物及(Fe，Cr)2O3热氧化膜，但CrC的含量应远少于母材。因为加入的Ti元素与C元素有着较强的亲和力，优先与C元素发生反应产生TiC化合物，避免含有C、N的非金属夹杂物破坏钢稳定性及Cr元素的缺失。然而Cr元素的存在会与Fe元素产生致密的热氧化膜(Fe，Cr)2O3，减缓Cr元素的损耗，起到保护焊缝的作用。Si元素的存在有利于不锈钢的高温抗氧化性能。由此可以看出Ti元素的加入减少了Cr元素的流失，阻止了能破坏(Fe，Cr)2O3热氧化膜致密性的CrC的大量形成。同时Ce元素的加入有利于氧化膜致密均匀，并能显降低氧化速率和氧化质量增长。
虽然在相同的试验条件下，但是两试样焊缝所产生的形变却有很大差异。为此对图7(a)中含稀土试样的解理区进行面扫，结果如图7(c)所示，主要由Fe、Cr元素组成，且各元素分布均匀。但面扫能谱分析，往往是辅助判断元素的分布情况，而对元素含量的测定并不是那么准确。因此在图7(a)中解理区靠近氧化区边缘微区进行点扫能谱分析，结果如图8(b)所示。可以发现该区域内Fe、Cr元素分别高达86.56％、9.13％。该区域拥有较高含量的Fe、Cr元素，说明该区域拥有良好的力学性能。其原因是添加的Ce元素可以细化晶粒、减小晶粒的尺寸、延缓氧元素的向内扩散，可以产生固溶强化与改善晶界的作用，可阻碍合金变形错位、缓解焊缝的高温形变。
即，Ce、Ti元素的加入，可以有效减少铁素体不锈钢中Cr元素的偏析，降低其氧化速率，减小再结晶现象的发生。
4、焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率计算
对409L铁素体母材试样在50、100、200、300、400、500、550、600、650、700、750、800、850、900、950、1000、1050、1100次热疲劳试验后，对其表面裂纹长度进行测量。测量的方式为：沿裂纹扩展路径取小段直线测量，并多次测量后求平均值。测量结果如表3所示。
表3不同循环次数(N)下的表面裂纹长度(μm)
Figure BDA0002475971800000091
利用Matlab软件对表3即18个试验数据点进行拟合，取裂纹长度a为单一试验指标对应的拟合曲线的裂纹长度值，循环次数N为单一试验变量对应的循环次数值。热疲劳裂纹长度拟合模型选择常用的线性模型a＝G1+G2N，其中a为裂纹长度，G1、G2为待求系数，N为循环次数。最终拟合结果如图9(a)所示，显然，线性模型并不适用于本次试验的热疲劳表面裂纹扩展。试验的数据点与拟合直线重合度较不理想，离散程度较高，所以裂纹扩展速率与循环次数显然不呈现为线性关系。选择指数模型
Figure BDA0002475971800000092
对18个试验数据点重新进行拟合，其中C1、C2、C3、C4为通过不同循环次数所对应的裂纹长度通过拟合后所求解出来的a-N方程指数模型待求系数，拟合结果如图9(b)所示，18个试验测点均匀的分布在指数方程拟合出的a-N曲线图周围。且拟合相关性系数R值为0.9968拟合精度较高，符合裂纹增长长度与循环次数之间的关系。得到a-N曲线方程a＝206.4e0.00293N-260.1e-0.01119N。
为探究中速扩展阶段焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率的变化规律，引入Paris公式。Paris扩展阶段需满足(β＝a/w，其中0.3≤β≤0.9，a为裂纹扩展长度，w为裂纹扩展方向试样的宽度)的条件，因此本次试验中a取900、950、1000、1050、1100循环次数次下所对应的裂纹长度。
为得到母材试样在试验条件下由50℃～800℃过程中所产生的等效应力，所以本次试验进行了热结构耦合，利用Ansys软件对其热应力进行分析，获取V型缺口尖端由温度场所产生的热应力大小。热模拟疲劳机的实际工作升温情况如图3所示。409L铁素体不锈钢与ER304奥氏体不锈钢的高温材料参数如表4所示。
表4材料参数表
Figure BDA0002475971800000101
定义材料属性，对试样进行实体建模，在网格划分时对试样焊缝处、V型缺口处的网格划分密度适度加大，最终得到母材试样的热结构耦合应力云图(如图10所示)。通过应力云图发现试样的V口尖端出现最大热应力为61.86MPa。由疲劳裂纹产生的机制可以知道，当试样某点产生应力集中时比较容易产生疲劳裂纹源。就本次试验的试样而言V型缺口尖端处易产生应力集中，最易产生疲劳源，实际的试验也是如此。在计算应力强度因子△K时，应力幅值△P的大小引入V型缺口尖端应力值61.86MPa。
由此将引入Paris公式求解母材试样热疲劳表面裂纹稳定扩展阶段扩展速率公式。
Paris方程的公式：da/dN＝C(△K)m，其中，a表示裂纹长度，N表示循环次数，C和m为材料参数，△K为应力强度因子。
△K的计算公式为
Figure BDA0002475971800000102
其中△P为裂纹扩展受力幅值，B为试样的厚度，w为裂纹扩展方向的试样宽度，a为裂纹长度。
(1)裂纹扩展受力幅值△P的求解：
由之前的Ansys仿真所得焊缝处的最大应力为800℃下所产生的热应力耦合到结构应力中的61.86MPa，50℃所产生的热应力几乎可以忽略不记，所以最终获得裂纹尖端的△P为61.86MPa。
(2)应力强度因子△K的求解：
将求得的裂纹扩展受力幅值△P，带入应力强度因子公式中，最终求得不同循环次数下的应力强度因子如表5所示。
(3)各循环次数下裂纹扩展速率da/dN的求解：
将试验测得的900～1100次的裂纹长度a，对应表3中的数据，采用割线法或递增多项式的方法，求解得到各循环次数下所对应的da/dN值。割线法适用于计算在a-N曲线上选区相邻的数据点的直线斜率，而递增多项式则是采用了局部拟合求导以确定疲劳裂纹扩展速率和裂纹长度的拟合值。对任一试验数据点i即前后各N点，共(2N+1)个连续数据点。针对上表中较少的数据点故采用割线法进行求解，最终得到如表5所示的不同循环次数下da/dN的值。割线法求解da/dN公式：da/dN＝(ai+1-ai)/(Ni+1-Ni)。
表5应力强度因子ΔK及裂纹扩展速率da/dN
Figure BDA0002475971800000111
对表5中相对应的应力强度因子△K(x)与da/dN(y)值进行拟合，最终获得母材焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率公式：da/dN＝0.2244△K0.992。
(4)409L焊接接头热疲劳裂纹扩展速率曲线图的绘制
利用热疲劳表面裂纹扩展速率方程da/dN＝0.2244△K0.992得到如图11所示的409L焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率曲线。Paris扩展阶段开始点对应为△K近似为39.1267MPa·m1/2，此时da/dN值为8.0734×10-4mm/cyc。
综上所述，对于409L铁素体不锈钢焊接接头的热疲劳表面裂纹扩展曲线a-N，a＝206.4e0.00293N-260.1e-0.01119N模型更优于a＝G1+G2N模型；在热疲劳至912次时裂纹扩展进入稳定扩展阶段，其扩展速率可用da/dN＝0.2244△K0.992方程表达。运用相同的试验条件进行实际生产验证，经测量，该方程计算求得的表面裂纹扩展速率与实际试验相符合，可以为实际生产提供可靠的数据支持。

Claims (5)

1.一种环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，其特征在于，具体包括以下步骤：
步骤一，试样制备：由奥氏体不锈钢为充填材料，将两块409L低铬镍铁素体不锈钢试样对接焊接后进行切割，保证切割加工焊缝中心与试样V型缺口中心重合，得到试验所需的含有V型缺口的热疲劳试样；
步骤二，热疲劳试验：在热疲劳试验机上按照设定的试验次数对热疲劳试样进行热疲劳试验，进行热疲劳试验时当温度到达温度上限后采用自然冷却的方式，并在达到设定的试验次数数据采样点时对热疲劳试样的表面裂纹进行测量并记录；
步骤三，焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率计算：选择指数模型
Figure FDA0004044739250000011
其中C1、C2、C3、C4为通过不同循环次数所对应的裂纹长度通过拟合后所求解出来的a-N方程指数模型待求系数，取裂纹长度a为单一试验指标对应的拟合曲线的裂纹长度值，循环次数N为单一试验变量对应的循环次数值，利用Matlab软件对试验次数数据采样点采集的多个表面裂纹长度数据点进行拟合，得到a-N表面裂纹扩展曲线方程a＝206.4e0.00293N-260.1e-0.01119N；
引入Paris公式da/dN＝C(△K)m求解母材试样热疲劳表面裂纹稳定扩展阶段扩展速率公式，其中a表示裂纹长度、N表示循环次数、C和m为材料参数、△K为应力强度因子，△K的计算公式为
Figure FDA0004044739250000012
其中△P为裂纹扩展受力幅值、B为试样的厚度、w为裂纹扩展方向的试样宽度、a为裂纹长度，求得各循环次数下裂纹扩展速率da/dN值，拟合后获得母材焊接接头热疲劳裂纹扩展速率公式为da/dN＝0.2244△K 0.992；
利用热疲劳表面裂纹扩展速率方程da/dN＝0.2244△K 0.992得到母材焊接接头热疲劳表面裂纹扩展速率曲线，获得Paris扩展阶段开始点对应的da/dN值。
2.根据权利要求1所述的环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，其特征在于，步骤三中，在计算应力强度因子△K时，先定义材料属性并对试样进行实体建模，划分网格后利用Ansys软件对热应力进行分析得到母材试样的热结构耦合应力云图，取最大热应力值作为△P值。
3.根据权利要求2所述的环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，其特征在于，定义材料属性对试样进行实体建模时，对试样焊缝处、V型缺口处的网格划分密度加大进行网格划分，获取V型缺口尖端由温度场所产生的热应力大小，最大热应力值对应V型缺口的尖端。
4.根据权利要求1所述的环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，其特征在于，步骤三中，求解各循环次数下裂纹扩展速率da/dN值时，对应热疲劳试样的表面裂纹测量记录，采用割线法进行求解，割线法求解da/dN公式为：da/dN＝(ai+1-ai)/(Ni+1-Ni)。
5.根据权利要求1所述的环保不锈钢焊缝热疲劳表面裂纹扩展速率的试验方法，其特征在于，步骤二中，对热疲劳试样的表面裂纹进行测量的方式为：沿裂纹扩展路径取小段直线测量，并多次测量后求平均值。
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