引言

钛及其合金因其比强度高、耐蚀性好、生物相容性优异等优势被广泛应用于航空航天、海洋工程、石 油化工和医疗器械等制造业大型结构件［1-3］。激光-MIG复合焊接兼具激光焊高能量密度、大深宽比和 MIG焊较强的焊接适应性的特点，在激光和电弧的复合热源作用下可以实现高效高质量的复合焊接，降低 了对高功率激光的依赖性，在实现中厚板钛合金的高效高质量连接上有较大优势和广阔的应用前景［4-6 ］。

在20世纪初，结构材料设计主要遵循静强度设计准则［7］。然而，结构的断裂失效本质是由于交变 载荷作用下内部或表面的微小裂纹扩展所致。由于忽视了对构件抵抗裂纹扩展性能的考虑，裂纹往往快速 扩展，导致结构断裂［8］。为此，人们不断提出新的研究方法来评估结构抵抗裂纹扩展的能力。断裂力 学与损伤力学应运而生，并在之后迅速发展，断裂韧性也被作为衡量结构件抗失稳断裂的指标而被广泛研 究［9］，材料的疲劳裂纹扩展行为也得到了关注。Zhu等人［10］重点研究了TC4中小疲劳裂纹的萌生和 扩展

行为，发现表面裂纹倾向于在α相和β相的界面形成，并且当裂纹长度小于200μm时，受界面影 响，裂纹扩展缓慢。回丽［11］的研究表明，微小裂纹的萌生与循环载荷下产生的不均匀变形有关。在外 加载荷作用下，微小裂纹会进一步发展，并最终引发结构件的失效［9］。同断裂韧性类似，材料的疲劳 裂纹扩展行为受微观组织、载荷、外部环境等多方面影响。Cain等人［12］采用650℃+4h应力释放处理 和890℃+2h退火处理，分别对x-y，x-z，z-x三个几何成形方向的激光选区熔化TC4试样进行处理，并与 相应的原始态试样对比，如图1所示，发现x-z，z-x试样在原始态下表现出较高裂纹扩展速率，然后经 退火处理后表现出优于原始态的抗裂纹扩展行为。

Lv等人［13］采用高功率激光金属沉积技术制备一定厚度的TC4块体，并研究水平及垂直两个方向的 TC4高周疲劳性能（HCF）和裂纹扩展行为（FCG），发现高应力水平下，垂直试样的HCF性能优于水平试样 。在近阈值区和裂纹稳定扩展区，垂直试样的FCG率均低于水平试样，这是因为疲劳裂纹与多个柱状晶粒相 互作用的结果。徐宇飞等人［14］对激光选区熔化TC4的小裂纹扩展进行模拟仿真，发现材料沿沉积方向 表现出相对较好的抗疲劳小裂纹扩展的能力。Chang等人［15］应用二维和三维原子模拟对HCP钛中的各向 异性裂纹尖端相应进行分析，结果预测裂纹尖端塑性在二维模拟中是由倾斜平面上的边缘型位错滑移引起 的；在自由三维模拟中，由于较低的应力三轴性，从自由表面附近发射出混合边缘型和螺旋型的弯曲位错 环。武亮亮等人［16］的研究证实在裂纹扩展前期受组织影响而扩展缓慢。Li等人［17］研究不同载荷水 平下纯钛的疲劳裂纹扩展行为，发现在相同ΔK下，裂纹尖端变形形态不能满足线弹性断裂条件而使裂纹 扩展速率有很大差异。在高载荷振幅下，塑性应变能的消耗增大，并需要裂纹尖端更大范围的塑性变形。 而Ren等人［18］发现受海水环境中Cl-和氢脆的影响，TC4中α/β相界面发生损伤而加速了疲劳裂纹扩展速 率。本文将对接头的疲劳裂纹扩展（Fatiguecrackpropagation，FCP）行为进行研究，计算并对比接头 不同部位的裂纹扩展速率（Fatiguecrackgrowthrate，FCGR），通过观察裂纹扩展路径的变化，结合显 微组织与断口形貌，探究接头不同区域的显微组织与裂纹扩展的交互作用。最后利用EBSD分析手段表征裂 纹尖端周边组织的变形特征。

1、试验材料及方法

试验材料采用长春长客提供的锻态Ti-6Al-4V合金（TC4钛合金）板材，厚度12mm，采用电火花线切割 机将母材切成100mm×75mm×12mm尺寸，并在75mm侧边预制6mm钝边，单边30°的坡口。焊丝为伯乐 蒂森焊材（苏州）有限公司的TC4焊丝，母材与焊丝的化学成分含量如表1所示。母材的基本拉伸力学性能 特征如表2所示。试验采用的激光-MIG复合焊接系统由YLS-10000光纤激光器、KempArcPulse450自 动脉冲焊机、ABBIRB2600型机器人等构成，激光光束聚焦距离为348mm，聚焦光斑直径约为533μm。焊 接参数如表3所示。

金相试样在进行组织观察前，试样需经研磨、抛光、腐蚀，首先依次在180#、320#、 400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#、3000#砂纸上研磨，随后采用粒度为0.5μm的SiO2抛光液进行 抛光处理，在配比为3mLHF∶6mLHNO3∶91mLH2O的Kroll混合酸腐蚀后，使用乙醇进行清洗、吹干。

参照GB/T6398—2017《金属材料疲劳试验疲劳裂纹扩展方法》［19］选用单边缺口拉伸试样 （Singleedgenotchedtensile，SENT）进行母材区、热影响区、焊缝区的疲劳裂纹扩展试验，裂纹开口方 向为焊接方向，与断裂韧性测试中缺口尖端位置一致，热影响区SENT试样的缺口尖端在距焊缝中心4.5 mm处。图2所示为SENT试样取样位置、试样尺寸及试验设备。使用自制的5kN电子伺服试验机进行疲劳 裂纹扩展试验，采用正弦波加载模式，应力比R为0.1，频率0.5Hz。试验前，预先在缺口尖端预制2mm长 度裂纹，以消除加工缺口带来的缺口效应。

在试验过程中，通过固定在试样缺口的引伸计获得裂纹长度数据，并采用柔顺法计算裂纹长度。

采用Zeiss-AIM蔡司显微镜和体式显微镜进行接头金相试样组织的观察，使用ZEISSGemini300型场发 射SEM（ScanningElectronMicroscopy）扫描电子显微镜进一步观察SENT试样裂纹扩展路径及断口形貌。 采用线切割机沿垂直焊缝方向截取SENT试样的裂纹扩展区域，之后利用超精密线切割机将试样沿厚度方向 上一分为二，其中一侧试样用于裂纹扩展路径的观察，另一侧用于后续电子背散射衍射分析。采用电子背散 射衍射技术（Elec‐tronBackscatteredDiffraction，EBSD）研究疲劳裂纹扩展试样裂纹尖端附近微观组 织的晶粒取向以及晶体学特征，角度分辨率为0.1°，步长0.5μm。

2、结果与分析

2.1疲劳裂纹扩展行为研究

2.1.1裂纹扩展速率研究

疲劳裂纹扩展过程分为低速、稳定和快速扩展三个阶段［21］。对焊接接头而言，裂纹的稳定扩展阶段 是重要的寿命区间，常通过研究稳态生长阶段的裂纹扩展速率来确定弱疲劳区。疲劳裂纹扩展速率以da/dN 表示，即单位循环内疲劳裂纹扩展的距离。Paris公式是表达疲劳裂纹扩展规律和预测疲劳寿命的常用方法 ，因此本研究根据Paris公式建立稳态增长阶段的裂纹扩展速率与裂纹应力强度因子之间的关系，其表达式 如下：

式中　a为疲劳裂纹长度，在本研究中采用柔度法获得；N为循环载荷的数量；C、m是与材料相关的常数 ，在本研究中通过拟合获得；ΔK是裂纹尖端的应力强度因子范围。ΔK的评估方式如下［20］：

式中　ΔP为加载力的幅值；B为试样厚度；W为试样宽度；α为裂纹长度a与W的比值。对母材、热影 响区、焊缝区的SENT试样各进行三次平行试样的疲劳裂纹扩展试验。基于Paris公式，可以获得不同试样的 疲劳裂纹扩展速率da/dN与应力强度因子范围ΔK的对数关系图，如图3所示。

图中BM-1，HAZ-2和 WM-2分别对应平行试验中的1#母材SENT试样、2#热影响区SENT试样和2#焊缝区SENT试样。可以看出 ，裂纹扩展速率随应力强度因子范围的增大而增大，接头整体的裂纹扩展速率按大小排序为：母材＞热影响 区＞焊缝。当ΔK=20MPa·m^1/2，母材、热影响区和焊缝的裂纹扩展速率分别为3.39×10^-4mm/cycle， 2.92×10^-4mm/cycle，1.81×10^-4mm/cycle，母材的扩展速率分别是热影响区和焊缝的1.16倍和1.81 倍。当ΔK小于30MPa·m^1/2时，接头的裂纹扩展速率明显小于热影响区和母材，随着ΔK继续增大，焊 缝扩展速率与热影响区接近。在图中对母材、热影响区和焊缝的疲劳裂纹稳定扩展阶段数据进行拟合，裂纹 扩展速率的相关参数如表4所示。表中ΔKth为根据拟合结果计算的裂纹扩展速率为10-7mm/cycle时估算 的疲劳裂纹扩展门槛值。接头焊缝区估算的ΔKth值最高，为4.85MPa·m^1/2，这表明接头中的针状马氏体 具有较强的抵抗裂纹扩展能力，在较低的应力水平下，裂纹扩展的速率缓慢。母材的ΔKth预估门槛值低于 焊缝，为3.10MPa·m^1/2，然而热影响区的门槛值最低，为2.37MPa·m^1/2，低于焊缝区和母材。同样， 对各区域其余平行试样的疲劳裂纹扩展数据也进行了分析，结果如图4所示，拟合结果如表5所示。然而，在 进行焊缝区的疲劳裂纹扩展试验中，焊缝区的3#SENT试样在多次循环且加大载荷的条件下裂纹没有扩展， 后续需进一步开展对焊缝区的疲劳裂纹扩展试验。根据表中数据发现，母材试样的平均疲劳裂纹预估门槛值 低于焊缝区和热影响区，这是因为母材组织相对简单，为等轴α+β，裂纹在扩展过程中所受阻力小，沿晶 界迅速扩展。

而焊缝和热影响区中存在的针状马氏体使二者获得较高的疲劳裂纹预估门槛值。值得注意的是，尽管在 HAZ-1和WM-2试样中获得显著较高的裂纹扩展预估门槛值，但因其拟合系数较低，因此相较于表4的数据， 表5的热影响区和焊缝区数据仅作对比分析。

2.1.2裂纹扩展路径研究

图5为表4中的母材、热影响区、焊缝区SENT试样在体式显微镜下的疲劳裂纹扩展宏观路径。图5a 为母材的裂纹扩展路径笔直，裂纹扩展长度最短，其裂纹扩展方式为沿α/β相界面扩展的沿晶断裂，如 图5d所示，且没有观察到明显的裂纹分叉。图5b中热影响区的裂纹在扩展过程中发生向母材侧的偏转，这 是因为疲劳裂纹始终沿着能量消耗最低的路径进行扩展，而裂纹偏转有利于降低裂纹前沿的驱动力［22］， 相较于焊缝区内部的大量针状马氏体，裂纹在母材区的α+β晶界上扩展消耗的能量最低。图5e中裂纹主要 沿着未完全转变的α/β界面和α相界面扩展，细小的晶粒也使得裂纹扩展路径中出现小角度扭曲，因此热 影响区获得最低的疲劳裂纹扩展预估门槛值。图5f所示的焊缝区裂纹扩展路径相对曲折，且伴有裂纹分叉 形成，裂纹扩展长度大于母材和热影响区，表明焊缝区的抗裂纹扩展能力较好。

为进一步探究不同区域组织对裂纹扩展路径的影响，使用SEM方法进行表征。图6为母材区在不同裂纹尖 端应力强度因子范围下裂纹扩展路径及其微观组织，其中（a2~c2）分别为（a1~c1）中的局部放大图。可以 看到在较低的应力强度因子范围下，裂纹在α/β相界面进行扩展，且没有明显的裂纹分叉，这表明α/β 相界面是裂纹优先扩展的位置。

在高应力强度因子范围下，裂纹尖端遇到抗疲劳能力差的α相晶粒时，会形成少量穿晶裂纹［23］， 如图6c2所示。

图7为热影响区试样的疲劳裂纹扩展路径形貌。可以看到裂纹整体沿α晶界扩展，随ΔK的增大， 在裂纹尖端附近发生穿晶开裂，见图7c1。热影响区的裂纹路径发生偏转是疲劳裂纹在低应力强度因子范围 下，沿相界面发生小角度扭曲并继续向有利取向扩展的累积结果。

图8为焊缝区的疲劳裂纹扩展路径。其疲劳裂纹主要为穿晶裂纹，相较于母材和热影响区，焊缝区的裂 纹扩展路径较为曲折，并存在较为明显的裂纹分叉。在裂纹扩展过程中，裂纹总是沿着针状α'的有利 取向扩展，然而焊缝区中的α'相纵横交错，形成网篮组织，这使得裂纹遇到取向明显不同的α' 集束时扩展受到阻碍，从而呈一定角度的偏转，如图8c2所示。此外相较于等轴α相，细小的针状 α'相具有更大的取向差异性，在宏观上表现出曲折的扩展路径。

2.1.3裂纹扩展试样断口形貌分析

对不同区域试样的断口宏观形貌进行观察，结果如图9所示，裂纹扩展方向为从左至右。母材区试样的 整体断口形貌最为光滑，表明裂纹扩展阻力较小，裂纹扩展速率最快，结果与图3相符。热影响区试样在裂 纹扩展起始阶段表现出较为粗糙的形貌，此时具有较大的裂纹扩展抗力，这与热影响区中含有的部分针状马 氏体有关。但随着裂纹往母材侧偏转，裂纹尖端遇到阻力较小的α相界面，试样抵抗裂纹扩展能力变差，因 而中部的断口形貌变得较为平整。焊缝区试样的断口形貌最为粗糙，表明裂纹扩展曲折，在裂纹扩展途中遇 到较大的阻力。

通过对裂纹稳定扩展阶段的断口形貌进行SEM表征，确定不同微观结构对疲劳断裂的影响。

图10所示为母材试样在不同应力强度因子下的断口SEM形貌。在不同ΔK下，断口中均出现相互平行且与 裂纹扩展方向垂直或呈大角度的疲劳辉纹，且随着ΔK的增大，疲劳辉纹之间的间距变大。疲劳辉纹的形 成可以用裂纹塑性钝化模型［24］进行解释，疲劳辉纹之间的宽度代表了在每次循环载荷作用下裂纹扩展的 距离，因此疲劳辉纹的宽度在一定程度上反映出裂纹扩展速率的快慢。在图10a中观察到撕裂棱和类似火山 口的形貌特征，由于母材断口以沿晶裂纹为主，因此推断撕裂棱或火山口形貌为α相晶界，也意味着在裂纹 扩展过程中晶界优先被撕裂［24］。在稳定扩展阶段的中部区域观察到较大的二次裂纹，该二次裂纹的可能 与试样本身的内部缺陷有关，不过由于二次裂纹的存在，会使裂纹尖端释放能量，增大裂纹扩展的阻力，因 此在图3中，母材的曲线在应力强度因子范围在20MPa·m^1/2左右产生波动，疲劳裂纹扩展速率增长趋势有 降低的迹象。随着ΔK的增大，疲劳辉纹的宽度也有所增大。

图11为热影响区试样在不同应力强度因子下的断口SEM形貌。与母材断口形貌相比，热影响区中微小的 二次裂纹数量有所增加，这表明裂纹在热影响区所受的扩展阻力增大，扩展速率也相应降低。热影响区的辉 纹宽度与母材相差不大。

图12为焊缝区试样在不同应力强度因子下的断口SEM形貌。与母材和热影响区相比，焊缝区的断口形貌 较为粗糙，存在明显的解理台阶和撕裂棱，二次裂纹数量也较多，表现出穿晶断裂的特征。台阶高度不一， 其形成可能与β晶界含有的位错有关，当裂纹扩展至此时产生应力场的集中，从而形成台阶［25］，裂纹扩 展也因此受到阻碍。对比图10、图11，在相同放大倍数的前提下，焊缝区试样在不同ΔK区域，其疲劳辉 纹间距均小于母材和热影响区，以高ΔK区域为例，利用ImageJ软件进行测量，测量方式为沿垂直辉纹方向 选取多条辉纹并除以选取的辉纹条数，结果显示焊缝区的辉纹平均宽度为1.260μm，而母材和热影响区的 辉纹平均宽度分别为2.046μm，3.069μm，这表明焊缝区的抗裂纹扩 展能力最好，所得结果与图3裂纹扩展速率曲线的结论一致。

失效区是指疲劳裂纹扩展试验后，试样未完全断裂，采用机械拉伸或三点弯曲将其完全拉断后获得的区 域。图13为母材、热影响区及焊缝区的失效区断口SEM形貌。母材具有较为明显且光滑的解理台阶，并观察 到少量韧窝，表现出沿晶脆性断裂和韧性断裂的混合模式（见图13a）。与母材试样裂纹稳定扩展阶段相比 ，母材的断裂模式发生转变，这表明裂纹尖端的快速应力集中导致了母材出现脆性断裂。热影响区也表现出 与母材相似的混合断裂特征（见图13b）。而焊缝区的断裂模式主要以韧性断裂为主，存在大量均匀分布的 韧窝（见图13c），而在焊缝试样失效区的其他位置，观察到明显的撕裂棱特征，表明当焊缝区承受交变载 荷时，焊缝区组织吸收应变能，产生较大的变形，这也进一步说明在断裂发生前，焊缝具有较好的韧性。

2.2钛合金激光-MIG复合焊接头裂纹尖端组织晶体学特征研究

2.2.1裂纹尖端组织晶体取向分析

图14为母材、热影响区和焊缝区SENT试样的裂纹尖端反极图着色图（IPFcoloringmap）和晶粒尺寸大 小的统计图，图中黑色部分为裂纹。如图14a所示，母材组织以均匀分布的等轴α相为主，α相的平均晶 粒尺寸为8.14μm，β相弥散分布在α相周边。热影响区的IPF图见图14b，由于裂纹发生向母材侧的扩展， 裂纹尖端两侧组织存在大小上的差异，左侧组织尺寸较大，同时存在取向一致的集束α，右侧组织与母材接 近。经统计热影响区的平均晶粒尺寸为8.61μm，略高于母材。焊缝区组织晶粒粗大，内部为尺寸不一的针 状马氏体，在复合热源的作用下，马氏体的取向分布随机性更高，并交织形成网篮组织。如图14a~14c所 示，母材和热影响区的裂纹扩展模式主要为沿晶断裂，而裂纹在焊缝区中沿α′相的有利取向扩展，表现 出穿晶断裂模式。

2.2.2裂纹尖端组织晶界位相及局部取向差分析

晶界位相能够反映材料的抗疲劳裂纹扩展特性［26］，因此，对母材、热影响区和焊缝区裂纹尖端附近 的晶界位相进行分析，如图15所示。图中红色线条为小角度晶界（Lowanglegrainboundary，LAGB）位置 。值得注意的是，图中裂纹路径周围存在大量小角度晶界，这是因为裂纹尖端经过时，靠近裂纹的晶界发生 破碎形成小角度晶界，因此测试区域的实际小角度晶界数量会低于试验结果。

对比图15a~15c发现，母材在裂纹扩展路径外的其他位置存在均匀分布的小角度晶界，而热影响区和 焊缝区除裂纹附近存在的小角度晶界集中外，组织内其余位置存在的小角度晶界数量较少且分布较为离散。 结合图15d~15f分析，母材中出现晶界角度小于10°的频率最高，统计所得低于10°的小角度晶界占比为 74.79%，表明母材区中存在大量的 小角度晶界。热影响区存在的小角度晶界占比为69.80%，略低于母材。而由图15f可知，焊缝区在50°~70 °的大角度晶界显著增加，在此区间下的大角度晶界占比为36.36%，高于母材的11.91%和热影响区的 11.65%。因此，与热影响区和母材相比，焊缝区存在比例较多的大角度晶界有利于降低裂纹扩展速率［27］ ，这是因为在裂纹扩展过程中，大角度晶界的存在使位错运动受阻，裂纹沿晶界偏转或消耗更多能量穿过晶 界都会增大裂纹扩展抗力。因此焊缝表现出优于母材和热影响区的裂纹扩展速率，这与图3所得结论一致。

然而热影响区试样在图15b中表现出与焊缝较为相似的零散分布的小角度晶界，却在图15e统计得到远高 于焊缝的小角度晶界比例，从而导致热影响区的抗裂纹扩展性能低于焊缝区。因此采用局部取向差分布 （KAM）进一步对焊缝区试样和热影响区试样进行分析。局部取向差代表材料中相邻点之间的平均取向差， 能反映出区域的应力分布状态和晶粒塑性变形状态［28］。图16为接头热影响区与焊缝区的局部取向差分布 图。可以看到，相较于热影响区，焊缝区中裂纹尖端附近表现出更高的几何位错密度，即图中绿色部分，在 循环载荷的作用下，几何位错密度在马氏体边界聚集，使裂纹沿马氏体晶界发生偏转，如图16b中圆圈所示 。图16c为热影响区和焊缝区的局部取向差分布图，可以看到热影响区在取向差较小时取得最高峰值，表明 热影响区相邻组织之间的取向差较小，有利于裂纹发生小角度偏转并扩展。而焊缝区曲线的峰值出现在热影 响区峰值右侧，且低于热影响区峰值大小，表明焊缝区组织间的取向差差异较大且相对热影响区平均。

2.2.3裂纹尖端组织施密特因子分析

材料的塑性变形主要通过滑移完成，施密特因子（Schmidfactor）与启动同一类型滑移系所需的临界 剪切应力有关，施密特因子越大，所需剪切应力越小，滑移更有可能被激活启动，疲劳裂纹扩展的门槛值越 低。图17为母材、热影响区和焊缝区裂纹尖端区域的施密特因子图。红色部分的施密特因子较大，称为“软 取向”晶粒，蓝色部分所代表的施密特因子较小，称为“硬取向”晶粒［29］。可以看到，裂纹更倾向于在 软取向区域进行扩展。通过统计测试区域的施密特因子分布，可以计算得出焊缝区的施密特因子平均值为 0.381。而母材区与热影响区中红色区域分布较为集中，计算得二者的平均施密特因子值分别为0.375和 0.398。对于热影响区而言，施密特因子最大，因此热影响区的临界剪切应

力较小，其裂纹扩展门槛值也最低，这与之前所得结果一致。但母材区却具有低于焊缝区的施密特因子 ，表明母材应具有较高的裂纹扩展门槛值，但这与试验现象并不相符。由于焊缝区和母材在微观组织上存在 明显的差异，针状马氏体的存在有利于阻碍裂纹扩展，因而焊缝区的裂纹扩展预估门槛值较高，此外门槛值 受多方面因素影响，在本文中，焊缝区和母材的组织差异对其门槛值影响较大。

3、结论

本文对母材、热影响区和焊缝区的疲劳裂纹扩展行为展开研究，分析裂纹稳定扩展区域的疲劳裂纹扩展 速率，结合裂纹扩展路径与断口形貌解释了各区域的断裂模式，并利用EBSD技术对裂纹尖端附近组织进行晶 体学特征分析。结果表明：

（1）在裂纹稳定扩展阶段接头不同区域的裂纹扩展速率为母材＞热影响区＞焊缝区，当ΔK=20MPa· m1/2，母材、热影响区和焊缝的裂纹扩展速率分别为3.39×10^-4mm/cycle，2.92×10^-4mm/cycle，1.81×10^-4mm/cycle，母材的扩展速率分别是热影响区和焊 缝的1.16倍和1.81倍。根据曲线拟合结果，以疲劳裂纹扩展速率为10-7  mm/cycle估算疲劳裂纹扩展门槛值Δkth，结果所得焊缝区的Δkth最大为4.85MPa·m^1/2。

（2）母材的裂纹扩展方式为沿α/β相界面扩展的沿晶断裂，在高应力强度因子范围下，裂纹尖端穿 过α相形成穿晶裂纹。热影响区裂纹扩展路径向母材侧发生偏移是疲劳裂纹不断发生小角度偏转并向有利取 向扩展的累积结果。焊缝区试样的断口形貌在宏观下最为粗糙。裂纹稳定扩展区在微观下形成相互平行且垂 直于裂纹扩展方向的疲劳辉纹，疲劳辉纹的宽度随着ΔK的增大而增大。母材和热影响区表现出沿晶脆性 断裂和韧性断裂的混合断裂模式，而焊缝区主要呈韧性断裂模式。

（3）裂纹尖端的IPF图进一步表明裂纹在母材和热影响区的扩展方式为沿晶断裂，在焊缝区中的扩展 方式为穿晶断裂。在焊缝区中存在50°~70°的大角度晶界占比为36.36%，高于母材的11.91%和热影响区 的11.65%，大角度晶界的存在使裂纹沿晶界偏转或消耗更多能量穿过晶界，增大裂纹扩展阻力，表现出较好 的裂纹扩展抗性。局部取向差结果

表明，焊缝区中裂纹尖端附近具有更高的几何位错密度，在循环载荷的作用下，几何位错密度在马氏体 边界聚集，使裂纹沿马氏体晶界发生偏转。接头组织特征的差异性对裂纹扩展门槛值的影响较大。

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