微缺陷對在役焊接接頭力學(xué)性能的影響

韓 濤，喬 羚

(中國石油大學(xué)(華東) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 青島 266580)

由于內(nèi)部介質(zhì)和外部土壤環(huán)境的作用，管道易發(fā)生局部腐蝕使管壁減薄，從而使得管道修復(fù)成為管道工程的一項重要工作[1].在役焊接技術(shù)具有帶壓、不停輸?shù)奶攸c，周期短，污染小，費(fèi)用低，具有廣闊的應(yīng)用前景[2-3].然而，由于焊接電弧熱的作用，使得管壁承載能力下降，有發(fā)生燒穿的風(fēng)險[4-5].在役焊接燒穿的本質(zhì)是，管壁材料在焊接熱的作用下受管內(nèi)介質(zhì)壓力影響而產(chǎn)生的失效損傷過程.由于材料中存在空位、微裂紋等缺陷，嚴(yán)重影響了材料的力學(xué)性能，因此，含微缺陷結(jié)構(gòu)服役時的變形過程和失效機(jī)理引起了學(xué)者們的關(guān)注.李本等[6]利用分子動力學(xué)方法研究了鎳基單晶合金在剪切載荷下的動態(tài)演化過程，揭示了溫度和剪切應(yīng)變率對裂紋擴(kuò)展和微觀結(jié)構(gòu)演化的影響.何燕等[7]通過原子模擬鈦中的微孔洞結(jié)構(gòu)及其失效行為，揭示了微缺陷能夠直接影響材料的物理和力學(xué)性能，同時提出空位團(tuán)簇可以形成層錯并對微裂紋的形核產(chǎn)生影響.

由于分子動力學(xué)模擬具有溝通宏觀特性和微觀結(jié)構(gòu)的作用，因此，本文以在役焊接過程中熔池附近不同微區(qū)的服役條件為橋梁，采用有限元模擬和分子動力學(xué)模擬相結(jié)合的方法，研究空位、裂紋等微缺陷對失效過程的影響，從原子層次揭示燒穿失穩(wěn)的微觀機(jī)理.

1 在役焊接有限元模擬

1.1 模型建立

采用圖1所示的套管修復(fù)工藝進(jìn)行在役焊接過程的數(shù)值模擬.由于燒穿一般發(fā)生在第1道焊縫[8]，因此，研究焊接接頭第1道焊縫的溫度場、應(yīng)力場分布.采用1/2管道外壁堆焊模型，如圖2所示.為降低運(yùn)算量同時保證計算精度，焊縫及高溫區(qū)網(wǎng)格劃分較為稠密，而遠(yuǎn)離焊縫的區(qū)域較為稀疏[9].焊件初始溫度為20 ℃，采用的材料為Q235，壁厚4.4 mm.

圖1 套管修復(fù)工藝示意圖

1.2 熱源模型及邊界條件

Goldak等[10]提出的雙橢球模型能夠準(zhǔn)確地描述在役焊接過程的熱源特性，因此采用雙橢球模型進(jìn)行數(shù)值模擬，進(jìn)行多次熱源校核，直至模擬得到的熔池形貌與實際形貌相符，其校核參數(shù)如表1所示,其中af,ar為前后半橢球長度，b,c為寬度和深度.

圖2 管道模型

表1 熱源校核參數(shù)

管道外表面和空氣的換熱方式為輻射換熱和空氣的自然對流換熱[11]，總換熱系數(shù)為

α外=0.8×5.67×10-8[(T+T0)]×

(1)

式中:T0和T分別為環(huán)境溫度和焊接接頭與空氣接觸表面的溫度.管道內(nèi)壁和氣體間的換熱為管內(nèi)強(qiáng)迫對流換熱，其換熱系數(shù)為

(2)

式中：λ、Re、Pr、μ分別為氣體的導(dǎo)熱系數(shù)、雷諾數(shù)、普朗特數(shù)、動力粘度；d為管道的內(nèi)徑；μw為氣體在室溫時的動力粘度.

(3)

式中:T1為管道內(nèi)壁的溫度，μ0為氣體0 ℃時的動力粘度.此外，模型兩端的力學(xué)約束采用剛性約束.

1.3 溫度場和應(yīng)力場計算結(jié)果與分析

對在役焊接過程進(jìn)行有限元數(shù)值模擬，得到焊接電弧經(jīng)過該截面時(10.24 s)熔池附近區(qū)域的溫度場分布，如圖3所示.

對于環(huán)焊縫，軸向應(yīng)力是引起損傷失效的主要因素，圖4給出了熔池附近區(qū)域的軸向應(yīng)力分布.由圖4可以看出，焊接電弧經(jīng)過時，熔深最大處下方管壁的軸向應(yīng)力表現(xiàn)為壓應(yīng)力，而其后方表現(xiàn)為拉應(yīng)力，如圖4紅色區(qū)域所示，因而燒穿更容易發(fā)生在熔深最大處后方.選取如圖所示的節(jié)點，得到其瞬時的溫度、應(yīng)變率大小.所選取的網(wǎng)格節(jié)點從熔合線附近往下依次標(biāo)記為N37601、N37602、N37603.

圖3 熔池區(qū)域的溫度場分布

圖4 熔池區(qū)域的軸向應(yīng)力分布

圖5和圖6分別給出了所選取網(wǎng)格節(jié)點的溫度、軸向應(yīng)變隨時間的變化曲線.在焊接電弧經(jīng)過該截面時(10.24 s)，各節(jié)點的溫度及拉伸應(yīng)變率即為管壁材料此刻的服役條件，其具體大小如表2所示.本文以各節(jié)點的服役條件作為溝通宏觀、微觀模擬的橋梁，進(jìn)而從原子水平研究燒穿失穩(wěn)的動態(tài)演化過程.

圖5 各節(jié)點的溫度變化曲線

圖6 各節(jié)點的軸向應(yīng)變變化曲線

表2 各節(jié)點在10.24 s時的溫度與軸向應(yīng)變率大小

Table 2 Temperature and axial strain rate of each node at 10.24 s

節(jié)點溫度/℃軸向應(yīng)變率/s-1N3760112630.0042N3760212460.0039N3760312280.0035

2 損傷失效的分子動力學(xué)模擬

2.1 模型建立

采用大型分子動力學(xué)計算軟件LAMMPS[12]進(jìn)行建模與模擬計算.為更直觀地模擬材料失效過程中原子結(jié)構(gòu)的動態(tài)演化過程，同時減少運(yùn)算量，建立二維Fe-C合金模型，在X方向排列100個原子層，在Z方向上排列30個原子層.為研究微缺陷對材料力學(xué)性能的影響，分別建立完整合金結(jié)構(gòu)、含裂紋結(jié)構(gòu)、含空位結(jié)構(gòu)，如圖7所示.

圖7 初始合金結(jié)構(gòu)

Fig.7 Initial structure of alloy: (a)intact structure; (b)cracked structure; (c)vacancy structure

2.2 求解方法

以在役焊接接頭不同微區(qū)的溫度、應(yīng)力狀態(tài)作為分子動力學(xué)模擬的初始條件.首先，建模完成后，利用共軛梯度法對初始結(jié)構(gòu)進(jìn)行能量最小化處理，使得體系中原子按照能量最低狀態(tài)分布；再利用速度標(biāo)定法控制體系在指定的溫度(1 536/1 519/1 501 K)，使原子速度滿足特定溫度條件下的高斯分布，弛豫過程的加載時間步為10萬步，時間積分步長取為0.001 ps.模擬過程中采用周期性邊界條件，以減少體系粒子數(shù)小于真實系統(tǒng)粒子數(shù)而帶來的表面效應(yīng).

同時，本文參考Hepburn和Ackland[13]提出的鑲嵌原子勢函數(shù)來描述原子之間的相互作用.在正則系綜下，以所選取網(wǎng)格節(jié)點的瞬時應(yīng)變率為加載條件，在X方向上對稱地施加拉伸載荷，來模擬材料失效的過程.加載過程持續(xù)30萬個時間步，每1 000步輸出原子的坐標(biāo)、勢能、應(yīng)力等.

3 結(jié)果分析

3.1 力學(xué)性能分析

圖8給出了N37601、N37602、N37603微區(qū)在高溫下受拉伸載荷作用的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可將其分為3個階段.第1階段(OA)為線彈性變形階段.隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力急劇上升.當(dāng)應(yīng)力達(dá)到5.98 GPa時，N37601發(fā)生屈服，而對于N37602和N37603，其彈性極限均大于N37601.因此，靠近熔合線的微區(qū)強(qiáng)度較低，其力學(xué)性能較差.第2階段(AB)為金屬鍵斷裂階段.隨著應(yīng)變的增加，體系中部分金屬鍵斷裂，應(yīng)力得到一定程度釋放，從而應(yīng)力急劇下降.第3階段(B點以后)，材料進(jìn)入塑性變形階段，隨著應(yīng)變進(jìn)一步增加，原子間不斷發(fā)生舊的金屬鍵斷裂和新的金屬鍵生成，應(yīng)力-應(yīng)變曲線在一定范圍內(nèi)波動.波谷上升對應(yīng)位錯發(fā)射到表面的過程，而波峰下降對應(yīng)于位錯滑移面產(chǎn)生的過程.

圖8 各微區(qū)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖9為完整結(jié)構(gòu)和含缺陷結(jié)構(gòu)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線.當(dāng)應(yīng)力達(dá)到4.2 GPa時，含裂紋結(jié)構(gòu)達(dá)到彈性極限，對應(yīng)的臨界應(yīng)變?yōu)?.7%，當(dāng)應(yīng)力達(dá)到5.7 GPa時，含空位結(jié)構(gòu)發(fā)生屈服.而對于完整結(jié)構(gòu)，當(dāng)應(yīng)力達(dá)到5.98 GPa時才發(fā)生屈服.隨后材料進(jìn)入塑性變形階段，應(yīng)力皆上下波動，曲線呈鋸齒狀.由于微缺陷的影響，材料的強(qiáng)度明顯降低，而對塑性變形階段的影響較小.

3.2 失效過程微觀結(jié)構(gòu)分析

微觀結(jié)構(gòu)分析方法中，中心對稱參數(shù)法能夠很好地預(yù)測結(jié)構(gòu)中存在的各種微缺陷，如孔洞、位錯等[14]，因此，本文采用中心對稱參數(shù)法來研究失效過程中原子微觀結(jié)構(gòu)的動態(tài)演化過程.圖10～12分別給出了完整結(jié)構(gòu)、含裂紋結(jié)構(gòu)、含空位結(jié)構(gòu)在幾個典型時間步的中心對稱參數(shù)分布、軸向應(yīng)力分布以及體應(yīng)變分布.分別用漸變色譜來表征中心對稱參數(shù)、應(yīng)力、應(yīng)變的大小，其數(shù)值由小到大表現(xiàn)為由深藍(lán)色到深紅色的連續(xù)變化.當(dāng)原子結(jié)構(gòu)規(guī)則穩(wěn)定時，中心對稱參數(shù)值較小，表現(xiàn)為深藍(lán)色.當(dāng)原子結(jié)構(gòu)遭到破壞時，中心對稱參數(shù)變大，表現(xiàn)為綠色或紅色，且數(shù)值越大顏色越鮮艷.

圖9 完整結(jié)構(gòu)和含缺陷結(jié)構(gòu)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.9 Stress-strain curves of intact structure and defective structure

圖10 完整結(jié)構(gòu)的微觀結(jié)構(gòu)變化圖

Fig.10 Microstructural diagram of intact structure: (a) centrosymmetric parameter distribution; (b) stress distribution; (c) strain distribution

圖10給出了完整結(jié)構(gòu)在拉伸失效的過程中的微觀結(jié)構(gòu)演化圖.在22 000步時，在應(yīng)力集中作用下，材料發(fā)生塑性變形，原子結(jié)構(gòu)遭到破壞.隨著加載過程中原子不斷移動，原子間的相互作用遭到破壞，金屬鍵斷裂.到34 000步時，體系中出現(xiàn)空位等微缺陷結(jié)構(gòu).同時，在微缺陷形核處，原子應(yīng)變較大，出現(xiàn)應(yīng)力集中區(qū)域，與拉伸方向呈45°.由于拉伸載荷的持續(xù)作用，原子間隙不斷增大，塑性變形加劇，空位發(fā)展成為裂紋.隨后裂紋擴(kuò)展，貫穿整個體系，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)失效.

圖11給出了含中心裂紋結(jié)構(gòu)在拉伸過程的結(jié)構(gòu)演化圖.加載初期，裂紋面被拉開，但尚未發(fā)生裂紋的擴(kuò)展，如22 000步的微觀結(jié)構(gòu)圖所示，而在裂紋尖端出現(xiàn)了明顯的應(yīng)力集中區(qū)域.隨著塑性變形加劇，裂尖區(qū)域原子間的相互作用無法抵消應(yīng)力的作用，使得原子間金屬鍵斷裂，進(jìn)而發(fā)生裂紋的擴(kuò)展.由于拉伸載荷的持續(xù)作用，應(yīng)力集中區(qū)域擴(kuò)大，裂紋繼續(xù)沿著滑移面發(fā)生塑性變形，到34 000步時，體系中形成貫穿性裂紋，最終結(jié)構(gòu)失效.

圖11 含裂紋結(jié)構(gòu)的微觀結(jié)構(gòu)變化圖

Fig.11 Microstructural diagram of cracked structure: (a) centrosymmetric parameter distribution; (b) stress distribution; (c) strain distribution

而對于含空位的結(jié)構(gòu)，如圖12所示，加載初期，空位周圍應(yīng)力集中，材料發(fā)生塑性變形，原子結(jié)構(gòu)遭到破壞.隨著時間步的推移，應(yīng)變能積累，空位沿著{110}滑移面擴(kuò)展，同時萌生新的空位.到40 000步時，結(jié)構(gòu)的塑性變形增加到一定程度，形成貫穿整個體系的主裂紋，最終導(dǎo)致結(jié)構(gòu)失效.裂紋、空位等微缺陷存在，大大加速了體系失效破壞的進(jìn)程.

圖12 含空位結(jié)構(gòu)的微觀結(jié)構(gòu)變化圖

Fig.12 Microstructural diagram of vacancy structure: (a) centrosymmetric parameter distribution; (b) stress distribution; (c) strain distribution

由分子動力學(xué)模擬結(jié)果可知，燒穿是由于高溫和拉伸載荷的共同作用而導(dǎo)致結(jié)構(gòu)失效的過程.管壁材料的失效經(jīng)歷了微缺陷的形核、積累及擴(kuò)展.微缺陷的存在，降低了結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，在應(yīng)力集中的作用下，體系在缺陷處起裂，大大加速了結(jié)構(gòu)破壞的進(jìn)程.

郭廣飛等[15]對在役焊接燒穿失穩(wěn)形貌分析發(fā)現(xiàn)，失效區(qū)存在縱橫交錯的微裂紋、微孔及明顯的氧化痕跡，如圖13所示.因此，在役焊接燒穿失穩(wěn)的本質(zhì)，是在焊接熱和內(nèi)壓作用下，微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生永久性損傷，微裂紋和微孔洞等缺陷成核、擴(kuò)展，形成貫穿性主裂紋，進(jìn)而導(dǎo)致了宏觀裂紋的形成與擴(kuò)展，最終結(jié)構(gòu)失穩(wěn)或完全破壞導(dǎo)致燒穿.實驗結(jié)果在一定程度上反映了模擬結(jié)果的可靠性，同時，分子動力學(xué)模擬的結(jié)果也進(jìn)一步揭示了材料失效過程中原子層次的動力學(xué)行為，為燒穿機(jī)理的研究提供了科學(xué)的理論支撐.

圖13 在役焊接燒穿失穩(wěn)微觀形貌[17]

Fig.13 Microscopic morphology of burn-through[17]: (a) low magnification; (b) enlargement ofA; (c) enlargement ofB; (d) enlargement ofC

4 結(jié) 論

1)在役焊接燒穿是由于高溫和拉伸載荷共同作用而導(dǎo)致的失效過程.焊接電弧經(jīng)過時，燒穿失穩(wěn)更易發(fā)生在熔深最大處后方.熔池下方的各微區(qū)中，熔合線附近力學(xué)性能較差，在焊接熱和應(yīng)力的作用下最先失效.

2)微缺陷結(jié)構(gòu)顯著降低了管壁材料的強(qiáng)度，而對于材料的塑性影響不大.

3)在役焊接燒穿是一個宏、微觀結(jié)合的多層次過程，其本質(zhì)是大量微觀層次的微缺陷成核、長大、積累、連接最終導(dǎo)致宏觀失效的過程.含微缺陷的管壁材料，在應(yīng)力集中的作用下沿缺陷處起裂，大大降低了材料結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，加快了失效的進(jìn)程.