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5. Modellierung des stabilen Risswachstums
∆a=0.5 und 1.2mm stattfindet, kann an dem leichten Anstieg des Risswiderstandes bei y=0.5mm
festgestellt werden, s. Bild 5.66 (b). Mit dem wachsenden Riss im GW an der Schmelzlinie, verringern
sich die Unterschiede im Risswiderstandsniveau zwischen y=0.5 und y=0mm. Liegt der Anfangsriss
genau in der Mitte der Schweißnaht (y=1.6mm), so entwickelt sich die kleinste Mehrachsigkeit in GW
im Vergleich zu den anderen Anfangsrisslagen aufgrund des größten Abstandes zur Schmelzlinie. Bei
dieser Risslage, bei der kein Rissauswandern auftritt, wird für ∆a>0.5mm das höchste
Risswiderstandsniveau in Vergleich zu y=0.5 und y=0mm bestimmt, da die kontinuierliche
Entwicklung der plastischen Zonen im GW zur Entlastung des Spannungszustandes an der aktuellen
Rissspitze im SG beiträgt. Dahingegen findet das stabile Risswachstum bei y=0.5 und 0mm nach dem
Rissauswandern im GW statt, ohne dass dabei die Rissspitze entlastet wird.
J-Integral [N/mm]
118
1000
900
800
700
600
500
400
300
200
Rissinitiierung, y=0.25mm
DE(T)
C(T)
SE(B)
C(T)
SE(B)
DE(T)
100
0
(a)
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30
Risswachstum ∆a [mm]
J-Integral [N/mm]
1400
1200
1000
800
600
400
200
0
GW
HLSV y=0
HLSV y=0.5
HLSV y=1.6
C(T)
(b)
0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0
Risswachstum ∆a [mm]
Bild 5.66: Der Einfluss der Probengeometrie auf die Rissinitiierung (a) und der Anfangsrisslage auf
den Risswiderstand (b)
5.4 Schlussfolgerungen
Der Schwerpunkt der in diesem Kapitel erfolgten Untersuchungen liegt in der Bestimmung des
duktilen Bruchverhaltens der hybridlasergeschweißten Proben und der Bewertung des GTN-
Schädigungsmodells bezüglich der Beschreibung dieses Verhaltens.
Ausgehend von der in Kap. 4 ermittelten Anfangsporosität f0 und den Parametern für die Entstehung
von sekundären Hohlräumen fn, sn und εn werden Berechnungen an den Einheitszellen zur Bestimmung
der kritischen Porosität fc durchgeführt. Die Ergebnisse aus diesen Berechnungen zeigen, dass die
kritische Porosität fc keine Abhängigkeit von der Mehrachsigkeit des Spannungszustandes aufweist,
wenn das duktile Schädigungsverhalten des untersuchten Stahls (in diesem Fall der Stahl S355) in
erster Linie durch die Bildung von primären Hohlräumen zu beschreiben ist. Diese primären
Hohlräume bilden sich als Folge des Ablösens der größeren nicht-metallischen Einschlüsse aus der
Matrix, deren Gehalt über die Anfangsporosität quantifiziert werden kann. Auf der anderen Seite hängt
die kritische Porosität fc von der Mehrachsigkeit deutlich ab, wenn an dem duktilen
Schädigungsprozess neben der primären auch die sekundären Hohlräume wesentlich beteiligt sind. Aus
diesen Gründen werden für die Stähle EH36-15, EH36-20, RQT701-15 und RQT701-20 Tabellen