引言

鈦及其合金因其比強度高、耐蝕性好、生物相容性優異等優勢被廣泛應用于航空航天、海洋工程、石 油化工和醫療器械等制造業大型結構件［1-3］。激光-MIG復合焊接兼具激光焊高能量密度、大深寬比和 MIG焊較強的焊接適應性的特點，在激光和電弧的復合熱源作用下可以實現高效高質量的復合焊接，降低 了對高功率激光的依賴性，在實現中厚板鈦合金的高效高質量連接上有較大優勢和廣闊的應用前景［4-6 ］。

在20世紀初，結構材料設計主要遵循靜強度設計準則［7］。然而，結構的斷裂失效本質是由于交變 載荷作用下內部或表面的微小裂紋擴展所致。由于忽視了對構件抵抗裂紋擴展性能的考慮，裂紋往往快速 擴展，導致結構斷裂［8］。為此，人們不斷提出新的研究方法來評估結構抵抗裂紋擴展的能力。斷裂力 學與損傷力學應運而生，并在之后迅速發展，斷裂韌性也被作為衡量結構件抗失穩斷裂的指標而被廣泛研 究［9］，材料的疲勞裂紋擴展行為也得到了關注。Zhu等人［10］重點研究了TC4中小疲勞裂紋的萌生和 擴展

行為，發現表面裂紋傾向于在α相和β相的界面形成，并且當裂紋長度小于200μm時，受界面影 響，裂紋擴展緩慢。回麗［11］的研究表明，微小裂紋的萌生與循環載荷下產生的不均勻變形有關。在外 加載荷作用下，微小裂紋會進一步發展，并最終引發結構件的失效［9］。同斷裂韌性類似，材料的疲勞 裂紋擴展行為受微觀組織、載荷、外部環境等多方面影響。Cain等人［12］采用650℃+4h應力釋放處理 和890℃+2h退火處理，分別對x-y，x-z，z-x三個幾何成形方向的激光選區熔化TC4試樣進行處理，并與 相應的原始態試樣對比，如圖1所示，發現x-z，z-x試樣在原始態下表現出較高裂紋擴展速率，然后經 退火處理后表現出優于原始態的抗裂紋擴展行為。

Lv等人［13］采用高功率激光金屬沉積技術制備一定厚度的TC4塊體，并研究水平及垂直兩個方向的 TC4高周疲勞性能（HCF）和裂紋擴展行為（FCG），發現高應力水平下，垂直試樣的HCF性能優于水平試樣 。在近閾值區和裂紋穩定擴展區，垂直試樣的FCG率均低于水平試樣，這是因為疲勞裂紋與多個柱狀晶粒相 互作用的結果。徐宇飛等人［14］對激光選區熔化TC4的小裂紋擴展進行模擬仿真，發現材料沿沉積方向 表現出相對較好的抗疲勞小裂紋擴展的能力。Chang等人［15］應用二維和三維原子模擬對HCP鈦中的各向 異性裂紋尖端相應進行分析，結果預測裂紋尖端塑性在二維模擬中是由傾斜平面上的邊緣型位錯滑移引起 的；在自由三維模擬中，由于較低的應力三軸性，從自由表面附近發射出混合邊緣型和螺旋型的彎曲位錯 環。武亮亮等人［16］的研究證實在裂紋擴展前期受組織影響而擴展緩慢。Li等人［17］研究不同載荷水 平下純鈦的疲勞裂紋擴展行為，發現在相同ΔK下，裂紋尖端變形形態不能滿足線彈性斷裂條件而使裂紋 擴展速率有很大差異。在高載荷振幅下，塑性應變能的消耗增大，并需要裂紋尖端更大范圍的塑性變形。 而Ren等人［18］發現受海水環境中Cl-和氫脆的影響，TC4中α/β相界面發生損傷而加速了疲勞裂紋擴展速 率。本文將對接頭的疲勞裂紋擴展（Fatiguecrackpropagation，FCP）行為進行研究，計算并對比接頭 不同部位的裂紋擴展速率（Fatiguecrackgrowthrate，FCGR），通過觀察裂紋擴展路徑的變化，結合顯 微組織與斷口形貌，探究接頭不同區域的顯微組織與裂紋擴展的交互作用。最后利用EBSD分析手段表征裂 紋尖端周邊組織的變形特征。

1、試驗材料及方法

試驗材料采用長春長客提供的鍛態Ti-6Al-4V合金（TC4鈦合金）板材，厚度12mm，采用電火花線切割 機將母材切成100mm×75mm×12mm尺寸，并在75mm側邊預制6mm鈍邊，單邊30°的坡口。焊絲為伯樂 蒂森焊材（蘇州）有限公司的TC4焊絲，母材與焊絲的化學成分含量如表1所示。母材的基本拉伸力學性能 特征如表2所示。試驗采用的激光-MIG復合焊接系統由YLS-10000光纖激光器、KempArcPulse450自 動脈沖焊機、ABBIRB2600型機器人等構成，激光光束聚焦距離為348mm，聚焦光斑直徑約為533μm。焊 接參數如表3所示。

金相試樣在進行組織觀察前，試樣需經研磨、拋光、腐蝕，首先依次在180#、320#、 400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#、3000#砂紙上研磨，隨后采用粒度為0.5μm的SiO2拋光液進行 拋光處理，在配比為3mLHF∶6mLHNO3∶91mLH2O的Kroll混合酸腐蝕后，使用乙醇進行清洗、吹干。

參照GB/T6398—2017《金屬材料疲勞試驗疲勞裂紋擴展方法》［19］選用單邊缺口拉伸試樣 （Singleedgenotchedtensile，SENT）進行母材區、熱影響區、焊縫區的疲勞裂紋擴展試驗，裂紋開口方 向為焊接方向，與斷裂韌性測試中缺口尖端位置一致，熱影響區SENT試樣的缺口尖端在距焊縫中心4.5 mm處。圖2所示為SENT試樣取樣位置、試樣尺寸及試驗設備。使用自制的5kN電子伺服試驗機進行疲勞 裂紋擴展試驗，采用正弦波加載模式，應力比R為0.1，頻率0.5Hz。試驗前，預先在缺口尖端預制2mm長 度裂紋，以消除加工缺口帶來的缺口效應。

在試驗過程中，通過固定在試樣缺口的引伸計獲得裂紋長度數據，并采用柔順法計算裂紋長度。

采用Zeiss-AIM蔡司顯微鏡和體式顯微鏡進行接頭金相試樣組織的觀察，使用ZEISSGemini300型場發 射SEM（ScanningElectronMicroscopy）掃描電子顯微鏡進一步觀察SENT試樣裂紋擴展路徑及斷口形貌。 采用線切割機沿垂直焊縫方向截取SENT試樣的裂紋擴展區域，之后利用超精密線切割機將試樣沿厚度方向 上一分為二，其中一側試樣用于裂紋擴展路徑的觀察，另一側用于后續電子背散射衍射分析。采用電子背散 射衍射技術（Elec‐tronBackscatteredDiffraction，EBSD）研究疲勞裂紋擴展試樣裂紋尖端附近微觀組 織的晶粒取向以及晶體學特征，角度分辨率為0.1°，步長0.5μm。

2、結果與分析

2.1疲勞裂紋擴展行為研究

2.1.1裂紋擴展速率研究

疲勞裂紋擴展過程分為低速、穩定和快速擴展三個階段［21］。對焊接接頭而言，裂紋的穩定擴展階段 是重要的壽命區間，常通過研究穩態生長階段的裂紋擴展速率來確定弱疲勞區。疲勞裂紋擴展速率以da/dN 表示，即單位循環內疲勞裂紋擴展的距離。Paris公式是表達疲勞裂紋擴展規律和預測疲勞壽命的常用方法 ，因此本研究根據Paris公式建立穩態增長階段的裂紋擴展速率與裂紋應力強度因子之間的關系，其表達式 如下：

式中　a為疲勞裂紋長度，在本研究中采用柔度法獲得；N為循環載荷的數量；C、m是與材料相關的常數 ，在本研究中通過擬合獲得；ΔK是裂紋尖端的應力強度因子范圍。ΔK的評估方式如下［20］：

式中　ΔP為加載力的幅值；B為試樣厚度；W為試樣寬度；α為裂紋長度a與W的比值。對母材、熱影 響區、焊縫區的SENT試樣各進行三次平行試樣的疲勞裂紋擴展試驗?；赑aris公式，可以獲得不同試樣的 疲勞裂紋擴展速率da/dN與應力強度因子范圍ΔK的對數關系圖，如圖3所示。

圖中BM-1，HAZ-2和 WM-2分別對應平行試驗中的1#母材SENT試樣、2#熱影響區SENT試樣和2#焊縫區SENT試樣。可以看出 ，裂紋擴展速率隨應力強度因子范圍的增大而增大，接頭整體的裂紋擴展速率按大小排序為：母材＞熱影響 區＞焊縫。當ΔK=20MPa·m^1/2，母材、熱影響區和焊縫的裂紋擴展速率分別為3.39×10^-4mm/cycle， 2.92×10^-4mm/cycle，1.81×10^-4mm/cycle，母材的擴展速率分別是熱影響區和焊縫的1.16倍和1.81 倍。當ΔK小于30MPa·m^1/2時，接頭的裂紋擴展速率明顯小于熱影響區和母材，隨著ΔK繼續增大，焊 縫擴展速率與熱影響區接近。在圖中對母材、熱影響區和焊縫的疲勞裂紋穩定擴展階段數據進行擬合，裂紋 擴展速率的相關參數如表4所示。表中ΔKth為根據擬合結果計算的裂紋擴展速率為10-7mm/cycle時估算 的疲勞裂紋擴展門檻值。接頭焊縫區估算的ΔKth值最高，為4.85MPa·m^1/2，這表明接頭中的針狀馬氏體 具有較強的抵抗裂紋擴展能力，在較低的應力水平下，裂紋擴展的速率緩慢。母材的ΔKth預估門檻值低于 焊縫，為3.10MPa·m^1/2，然而熱影響區的門檻值最低，為2.37MPa·m^1/2，低于焊縫區和母材。同樣， 對各區域其余平行試樣的疲勞裂紋擴展數據也進行了分析，結果如圖4所示，擬合結果如表5所示。然而，在 進行焊縫區的疲勞裂紋擴展試驗中，焊縫區的3#SENT試樣在多次循環且加大載荷的條件下裂紋沒有擴展， 后續需進一步開展對焊縫區的疲勞裂紋擴展試驗。根據表中數據發現，母材試樣的平均疲勞裂紋預估門檻值 低于焊縫區和熱影響區，這是因為母材組織相對簡單，為等軸α+β，裂紋在擴展過程中所受阻力小，沿晶 界迅速擴展。

而焊縫和熱影響區中存在的針狀馬氏體使二者獲得較高的疲勞裂紋預估門檻值。值得注意的是，盡管在 HAZ-1和WM-2試樣中獲得顯著較高的裂紋擴展預估門檻值，但因其擬合系數較低，因此相較于表4的數據， 表5的熱影響區和焊縫區數據僅作對比分析。

2.1.2裂紋擴展路徑研究

圖5為表4中的母材、熱影響區、焊縫區SENT試樣在體式顯微鏡下的疲勞裂紋擴展宏觀路徑。圖5a 為母材的裂紋擴展路徑筆直，裂紋擴展長度最短，其裂紋擴展方式為沿α/β相界面擴展的沿晶斷裂，如 圖5d所示，且沒有觀察到明顯的裂紋分叉。圖5b中熱影響區的裂紋在擴展過程中發生向母材側的偏轉，這 是因為疲勞裂紋始終沿著能量消耗最低的路徑進行擴展，而裂紋偏轉有利于降低裂紋前沿的驅動力［22］， 相較于焊縫區內部的大量針狀馬氏體，裂紋在母材區的α+β晶界上擴展消耗的能量最低。圖5e中裂紋主要 沿著未完全轉變的α/β界面和α相界面擴展，細小的晶粒也使得裂紋擴展路徑中出現小角度扭曲，因此熱 影響區獲得最低的疲勞裂紋擴展預估門檻值。圖5f所示的焊縫區裂紋擴展路徑相對曲折，且伴有裂紋分叉 形成，裂紋擴展長度大于母材和熱影響區，表明焊縫區的抗裂紋擴展能力較好。

為進一步探究不同區域組織對裂紋擴展路徑的影響，使用SEM方法進行表征。圖6為母材區在不同裂紋尖 端應力強度因子范圍下裂紋擴展路徑及其微觀組織，其中（a2~c2）分別為（a1~c1）中的局部放大圖。可以 看到在較低的應力強度因子范圍下，裂紋在α/β相界面進行擴展，且沒有明顯的裂紋分叉，這表明α/β 相界面是裂紋優先擴展的位置。

在高應力強度因子范圍下，裂紋尖端遇到抗疲勞能力差的α相晶粒時，會形成少量穿晶裂紋［23］， 如圖6c2所示。

圖7為熱影響區試樣的疲勞裂紋擴展路徑形貌?？梢钥吹搅鸭y整體沿α晶界擴展，隨ΔK的增大， 在裂紋尖端附近發生穿晶開裂，見圖7c1。熱影響區的裂紋路徑發生偏轉是疲勞裂紋在低應力強度因子范圍 下，沿相界面發生小角度扭曲并繼續向有利取向擴展的累積結果。

圖8為焊縫區的疲勞裂紋擴展路徑。其疲勞裂紋主要為穿晶裂紋，相較于母材和熱影響區，焊縫區的裂 紋擴展路徑較為曲折，并存在較為明顯的裂紋分叉。在裂紋擴展過程中，裂紋總是沿著針狀α'的有利 取向擴展，然而焊縫區中的α'相縱橫交錯，形成網籃組織，這使得裂紋遇到取向明顯不同的α' 集束時擴展受到阻礙，從而呈一定角度的偏轉，如圖8c2所示。此外相較于等軸α相，細小的針狀 α'相具有更大的取向差異性，在宏觀上表現出曲折的擴展路徑。

2.1.3裂紋擴展試樣斷口形貌分析

對不同區域試樣的斷口宏觀形貌進行觀察，結果如圖9所示，裂紋擴展方向為從左至右。母材區試樣的 整體斷口形貌最為光滑，表明裂紋擴展阻力較小，裂紋擴展速率最快，結果與圖3相符。熱影響區試樣在裂 紋擴展起始階段表現出較為粗糙的形貌，此時具有較大的裂紋擴展抗力，這與熱影響區中含有的部分針狀馬 氏體有關。但隨著裂紋往母材側偏轉，裂紋尖端遇到阻力較小的α相界面，試樣抵抗裂紋擴展能力變差，因 而中部的斷口形貌變得較為平整。焊縫區試樣的斷口形貌最為粗糙，表明裂紋擴展曲折，在裂紋擴展途中遇 到較大的阻力。

通過對裂紋穩定擴展階段的斷口形貌進行SEM表征，確定不同微觀結構對疲勞斷裂的影響。

圖10所示為母材試樣在不同應力強度因子下的斷口SEM形貌。在不同ΔK下，斷口中均出現相互平行且與 裂紋擴展方向垂直或呈大角度的疲勞輝紋，且隨著ΔK的增大，疲勞輝紋之間的間距變大。疲勞輝紋的形 成可以用裂紋塑性鈍化模型［24］進行解釋，疲勞輝紋之間的寬度代表了在每次循環載荷作用下裂紋擴展的 距離，因此疲勞輝紋的寬度在一定程度上反映出裂紋擴展速率的快慢。在圖10a中觀察到撕裂棱和類似火山 口的形貌特征，由于母材斷口以沿晶裂紋為主，因此推斷撕裂棱或火山口形貌為α相晶界，也意味著在裂紋 擴展過程中晶界優先被撕裂［24］。在穩定擴展階段的中部區域觀察到較大的二次裂紋，該二次裂紋的可能 與試樣本身的內部缺陷有關，不過由于二次裂紋的存在，會使裂紋尖端釋放能量，增大裂紋擴展的阻力，因 此在圖3中，母材的曲線在應力強度因子范圍在20MPa·m^1/2左右產生波動，疲勞裂紋擴展速率增長趨勢有 降低的跡象。隨著ΔK的增大，疲勞輝紋的寬度也有所增大。

圖11為熱影響區試樣在不同應力強度因子下的斷口SEM形貌。與母材斷口形貌相比，熱影響區中微小的 二次裂紋數量有所增加，這表明裂紋在熱影響區所受的擴展阻力增大，擴展速率也相應降低。熱影響區的輝 紋寬度與母材相差不大。

圖12為焊縫區試樣在不同應力強度因子下的斷口SEM形貌。與母材和熱影響區相比，焊縫區的斷口形貌 較為粗糙，存在明顯的解理臺階和撕裂棱，二次裂紋數量也較多，表現出穿晶斷裂的特征。臺階高度不一， 其形成可能與β晶界含有的位錯有關，當裂紋擴展至此時產生應力場的集中，從而形成臺階［25］，裂紋擴 展也因此受到阻礙。對比圖10、圖11，在相同放大倍數的前提下，焊縫區試樣在不同ΔK區域，其疲勞輝 紋間距均小于母材和熱影響區，以高ΔK區域為例，利用ImageJ軟件進行測量，測量方式為沿垂直輝紋方向 選取多條輝紋并除以選取的輝紋條數，結果顯示焊縫區的輝紋平均寬度為1.260μm，而母材和熱影響區的 輝紋平均寬度分別為2.046μm，3.069μm，這表明焊縫區的抗裂紋擴 展能力最好，所得結果與圖3裂紋擴展速率曲線的結論一致。

失效區是指疲勞裂紋擴展試驗后，試樣未完全斷裂，采用機械拉伸或三點彎曲將其完全拉斷后獲得的區 域。圖13為母材、熱影響區及焊縫區的失效區斷口SEM形貌。母材具有較為明顯且光滑的解理臺階，并觀察 到少量韌窩，表現出沿晶脆性斷裂和韌性斷裂的混合模式（見圖13a）。與母材試樣裂紋穩定擴展階段相比 ，母材的斷裂模式發生轉變，這表明裂紋尖端的快速應力集中導致了母材出現脆性斷裂。熱影響區也表現出 與母材相似的混合斷裂特征（見圖13b）。而焊縫區的斷裂模式主要以韌性斷裂為主，存在大量均勻分布的 韌窩（見圖13c），而在焊縫試樣失效區的其他位置，觀察到明顯的撕裂棱特征，表明當焊縫區承受交變載 荷時，焊縫區組織吸收應變能，產生較大的變形，這也進一步說明在斷裂發生前，焊縫具有較好的韌性。

2.2鈦合金激光-MIG復合焊接頭裂紋尖端組織晶體學特征研究

2.2.1裂紋尖端組織晶體取向分析

圖14為母材、熱影響區和焊縫區SENT試樣的裂紋尖端反極圖著色圖（IPFcoloringmap）和晶粒尺寸大 小的統計圖，圖中黑色部分為裂紋。如圖14a所示，母材組織以均勻分布的等軸α相為主，α相的平均晶 粒尺寸為8.14μm，β相彌散分布在α相周邊。熱影響區的IPF圖見圖14b，由于裂紋發生向母材側的擴展， 裂紋尖端兩側組織存在大小上的差異，左側組織尺寸較大，同時存在取向一致的集束α，右側組織與母材接 近。經統計熱影響區的平均晶粒尺寸為8.61μm，略高于母材。焊縫區組織晶粒粗大，內部為尺寸不一的針 狀馬氏體，在復合熱源的作用下，馬氏體的取向分布隨機性更高，并交織形成網籃組織。如圖14a~14c所 示，母材和熱影響區的裂紋擴展模式主要為沿晶斷裂，而裂紋在焊縫區中沿α′相的有利取向擴展，表現 出穿晶斷裂模式。

2.2.2裂紋尖端組織晶界位相及局部取向差分析

晶界位相能夠反映材料的抗疲勞裂紋擴展特性［26］，因此，對母材、熱影響區和焊縫區裂紋尖端附近 的晶界位相進行分析，如圖15所示。圖中紅色線條為小角度晶界（Lowanglegrainboundary，LAGB）位置 。值得注意的是，圖中裂紋路徑周圍存在大量小角度晶界，這是因為裂紋尖端經過時，靠近裂紋的晶界發生 破碎形成小角度晶界，因此測試區域的實際小角度晶界數量會低于試驗結果。

對比圖15a~15c發現，母材在裂紋擴展路徑外的其他位置存在均勻分布的小角度晶界，而熱影響區和 焊縫區除裂紋附近存在的小角度晶界集中外，組織內其余位置存在的小角度晶界數量較少且分布較為離散。 結合圖15d~15f分析，母材中出現晶界角度小于10°的頻率最高，統計所得低于10°的小角度晶界占比為 74.79%，表明母材區中存在大量的 小角度晶界。熱影響區存在的小角度晶界占比為69.80%，略低于母材。而由圖15f可知，焊縫區在50°~70 °的大角度晶界顯著增加，在此區間下的大角度晶界占比為36.36%，高于母材的11.91%和熱影響區的 11.65%。因此，與熱影響區和母材相比，焊縫區存在比例較多的大角度晶界有利于降低裂紋擴展速率［27］ ，這是因為在裂紋擴展過程中，大角度晶界的存在使位錯運動受阻，裂紋沿晶界偏轉或消耗更多能量穿過晶 界都會增大裂紋擴展抗力。因此焊縫表現出優于母材和熱影響區的裂紋擴展速率，這與圖3所得結論一致。

然而熱影響區試樣在圖15b中表現出與焊縫較為相似的零散分布的小角度晶界，卻在圖15e統計得到遠高 于焊縫的小角度晶界比例，從而導致熱影響區的抗裂紋擴展性能低于焊縫區。因此采用局部取向差分布 （KAM）進一步對焊縫區試樣和熱影響區試樣進行分析。局部取向差代表材料中相鄰點之間的平均取向差， 能反映出區域的應力分布狀態和晶粒塑性變形狀態［28］。圖16為接頭熱影響區與焊縫區的局部取向差分布 圖?？梢钥吹剑噍^于熱影響區，焊縫區中裂紋尖端附近表現出更高的幾何位錯密度，即圖中綠色部分，在 循環載荷的作用下，幾何位錯密度在馬氏體邊界聚集，使裂紋沿馬氏體晶界發生偏轉，如圖16b中圓圈所示 。圖16c為熱影響區和焊縫區的局部取向差分布圖，可以看到熱影響區在取向差較小時取得最高峰值，表明 熱影響區相鄰組織之間的取向差較小，有利于裂紋發生小角度偏轉并擴展。而焊縫區曲線的峰值出現在熱影 響區峰值右側，且低于熱影響區峰值大小，表明焊縫區組織間的取向差差異較大且相對熱影響區平均。

2.2.3裂紋尖端組織施密特因子分析

材料的塑性變形主要通過滑移完成，施密特因子（Schmidfactor）與啟動同一類型滑移系所需的臨界 剪切應力有關，施密特因子越大，所需剪切應力越小，滑移更有可能被激活啟動，疲勞裂紋擴展的門檻值越 低。圖17為母材、熱影響區和焊縫區裂紋尖端區域的施密特因子圖。紅色部分的施密特因子較大，稱為“軟 取向”晶粒，藍色部分所代表的施密特因子較小，稱為“硬取向”晶粒［29］?？梢钥吹?，裂紋更傾向于在 軟取向區域進行擴展。通過統計測試區域的施密特因子分布，可以計算得出焊縫區的施密特因子平均值為 0.381。而母材區與熱影響區中紅色區域分布較為集中，計算得二者的平均施密特因子值分別為0.375和 0.398。對于熱影響區而言，施密特因子最大，因此熱影響區的臨界剪切應

力較小，其裂紋擴展門檻值也最低，這與之前所得結果一致。但母材區卻具有低于焊縫區的施密特因子 ，表明母材應具有較高的裂紋擴展門檻值，但這與試驗現象并不相符。由于焊縫區和母材在微觀組織上存在 明顯的差異，針狀馬氏體的存在有利于阻礙裂紋擴展，因而焊縫區的裂紋擴展預估門檻值較高，此外門檻值 受多方面因素影響，在本文中，焊縫區和母材的組織差異對其門檻值影響較大。

3、結論

本文對母材、熱影響區和焊縫區的疲勞裂紋擴展行為展開研究，分析裂紋穩定擴展區域的疲勞裂紋擴展 速率，結合裂紋擴展路徑與斷口形貌解釋了各區域的斷裂模式，并利用EBSD技術對裂紋尖端附近組織進行晶 體學特征分析。結果表明：

（1）在裂紋穩定擴展階段接頭不同區域的裂紋擴展速率為母材＞熱影響區＞焊縫區，當ΔK=20MPa· m1/2，母材、熱影響區和焊縫的裂紋擴展速率分別為3.39×10^-4mm/cycle，2.92×10^-4mm/cycle，1.81×10^-4mm/cycle，母材的擴展速率分別是熱影響區和焊 縫的1.16倍和1.81倍。根據曲線擬合結果，以疲勞裂紋擴展速率為10-7  mm/cycle估算疲勞裂紋擴展門檻值Δkth，結果所得焊縫區的Δkth最大為4.85MPa·m^1/2。

（2）母材的裂紋擴展方式為沿α/β相界面擴展的沿晶斷裂，在高應力強度因子范圍下，裂紋尖端穿 過α相形成穿晶裂紋。熱影響區裂紋擴展路徑向母材側發生偏移是疲勞裂紋不斷發生小角度偏轉并向有利取 向擴展的累積結果。焊縫區試樣的斷口形貌在宏觀下最為粗糙。裂紋穩定擴展區在微觀下形成相互平行且垂 直于裂紋擴展方向的疲勞輝紋，疲勞輝紋的寬度隨著ΔK的增大而增大。母材和熱影響區表現出沿晶脆性 斷裂和韌性斷裂的混合斷裂模式，而焊縫區主要呈韌性斷裂模式。

（3）裂紋尖端的IPF圖進一步表明裂紋在母材和熱影響區的擴展方式為沿晶斷裂，在焊縫區中的擴展 方式為穿晶斷裂。在焊縫區中存在50°~70°的大角度晶界占比為36.36%，高于母材的11.91%和熱影響區 的11.65%，大角度晶界的存在使裂紋沿晶界偏轉或消耗更多能量穿過晶界，增大裂紋擴展阻力，表現出較好 的裂紋擴展抗性。局部取向差結果

表明，焊縫區中裂紋尖端附近具有更高的幾何位錯密度，在循環載荷的作用下，幾何位錯密度在馬氏體 邊界聚集，使裂紋沿馬氏體晶界發生偏轉。接頭組織特征的差異性對裂紋擴展門檻值的影響較大。

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