鐵基粉末冶金合金的高周和超高周彎曲疲勞行為

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(1.華南理工大學機械與汽車工程學院，廣州510640；2.順德職業技術學院機電工程學院，佛山528333；3.佛山市質量計量監督檢測中心，佛山 528225)

0 引 言

在現代工業中，許多零部件承受疲勞載荷的循環次數達到105～1010周次(高周和超高周)，而常規疲勞性能(循環次數小于107周次)遠遠不能滿足其安全性的要求[1-2]，因此迫切需要研究這些零部件所用材料的高周與超高周疲勞性能。超聲疲勞試驗是一種被廣泛用于研究材料高周與超高周疲勞性能的試驗方法[3-4]。

目前，許多研究者對鐵基粉末冶金合金的疲勞行為進行了研究，一般認為孔隙、顯微組織、夾雜物以及殘余應力對合金的疲勞性能有較大的影響[5-7]；但是采用超聲疲勞試驗研究粉末冶金材料高周與超高周疲勞行為的報道不多。DANNINGER等[8]對Fe-Mo-C燒結鋼進行了109周次的疲勞性能測試，結果表明燒結鋼中孔隙率的增大會造成其疲勞性能的降低，而適當的熱處理可以提高其超高周疲勞性能；LU等[9-10]對Fe-Cu-Ni-Mo-C系和Fe-Mn-Cu-C系粉末冶金合金進行了超聲疲勞性能研究，發現Fe-Cu-Ni-Mo-C系合金的拉壓超聲疲勞強度高于Fe-Mn-Cu-C系合金的，表面噴丸強化處理可提高Fe-Cu-Ni-Mo-C系合金的超聲疲勞性能。

在鐵基合金中，鉻元素可以提高合金的淬硬性、強度，且對粉末的壓縮性能影響不顯著；鉻元素的成本較低、資源豐富，是替代鎳、鉬等貴金屬的理想選擇。因此，含鉻鐵基合金引起了越來越多研究者的關注。但是，添加過多的鉻元素會降低粉末的壓縮性能，同時由于鉻對氧極其敏感，在霧化和燒結過程中易于被氧化，從而導致含鉻鐵基粉末冶金合金的應用并不廣泛。目前，有關含鉻鐵基粉末冶金合金的研究主要集中在開發新的含鉻鐵基合金上，國內鉻主要以較高鉻含量的CrFe粉的方式添加，但其強化效果并不明顯，合金的綜合性能比較差。為此，作者通過在基粉中添加工業上廣泛應用的430L不銹鋼粉的形式引入鉻元素，并采用適當的燒結工藝制備了Fe-1.65Ni-1.4Cu-1.0Cr-0.5Mo-0.6C含鉻鐵基合金，之后進行了燒結硬化和回火熱處理，研究了該合金在105～108循環周次下的彎曲疲勞行為，并觀察了其疲勞斷口形貌。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用基粉為部分擴散預合金粉Fe-1.75Ni-1.5Cu-0.5Mo(粒徑小于150 μm)，在基粉中加入質量分數0.6%的石墨粉(粒徑小于25 μm)和質量分數6.13%的430L不銹鋼粉(粒徑小于25 μm)，得到名義成分為Fe-1.65Ni-1.4Cu-1.0Cr-0.5Mo-0.6C的混合粉。將混合粉在V型混料機中混合2 h，然后在TH-60T型快速油壓機上進行雙向冷壓成形，壓力為680 MPa，并用質量分數2%HW微蠟粉酒精溶液對模壁進行潤滑；將壓制好的生坯放入工業鉬絲爐中進行燒結，燒結氣氛為分解氨氣，壓力為0.1 MPa，燒結溫度為1 250 ℃，燒結時間為1 h；將高溫燒結后的試樣在900 ℃保溫0.5 h后快速推入冷水套中，以1.5～2.0 ℃·s-1的冷卻速率進行硬化處理，再在電阻爐中進行180 ℃×1.5 h的回火處理。

在試驗合金上截取金相試樣，經粗磨、精磨、拋光，采用體積分數2%的硝酸酒精溶液腐蝕，用酒精清洗并吹干后在Lecia DMI 5000M型光學顯微鏡上觀察顯微組織；按照GB/T 5163-1985，采用阿基米德排水法測試驗合金的生坯密度和燒結密度；按照GB/T 230.1-2009，采用TH320型全洛氏硬度計測試驗合金的硬度。按照GB/T 7963—1987和GB/T 228.1-2010，采用CMT5105型100 kN萬能試驗機進行拉伸性能測試，拉伸試樣的標距為16.8 mm，拉伸速度為2 mm·min-1。

在圖1所示的超聲彎曲疲勞試驗裝置上進行三點對稱彎曲超聲疲勞試驗，該試驗裝置的系統頻率為(20±0.5) kHz，輸出波形為正弦諧振波，應力幅范圍為50～600 MPa，應力比為-1，試驗過程中進行水冷。超聲彎曲疲勞試樣的尺寸是根據其密度、彈性模量和系統的頻率，通過計算與有限元分析獲得的[11]，如圖2所示，這是因為試樣的固有頻率必須處在系統頻率的范圍之內才能產生超聲共振。超聲彎曲疲勞試驗結束后，采用FEI-quanta2000型掃描電鏡(SEM)觀察疲勞斷口形貌。

圖1 超聲彎曲疲勞試驗裝置示意Fig.1 Diagram of ultrasonic bending fatigue testing equipment

圖2 超聲彎曲疲勞試樣的形狀與尺寸Fig.2 Shape and dimension of ultrasonic bending fatigue specimen

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織、密度和力學性能

由圖3可以看出，試驗合金的顯微組織主要由回火馬氏體、殘余奧氏體以及少量貝氏體組成，貝氏體分布在殘余奧氏體的周圍，且由于回火溫度較低，回火馬氏體基本保持著淬火馬氏體的形態。

圖3 試驗合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested alloy: (a) at low magnification and (b) at high magnification

由表1可知，試驗合金的燒結密度較高，抗拉強度達到了958 MPa，因此試驗合金是一種高強度合金。

表1 試驗合金的物理與力學性能Table 1 Physical and mechanical properties ofthe tested alloy

2.2 彎曲疲勞性能

采用Basquin方程對試驗合金在105～108周次范圍內的超聲彎曲疲勞數據進行擬合，Basquin方程表達式為

σa=f(2Nf)b

(1)

式中：σa為應力幅，MPa；f為超聲疲勞強度系數，經計算，該值取4 279.2；b為超聲疲勞強度指數，經計算，該值取-1.49；Nf為疲勞循環次數，周次。

由圖4可以看出，試驗合金的彎曲疲勞曲線在105～108周次之間是連續下降的，在循環次數達到107周次后，其彎曲疲勞曲線并無水平平臺，這表明在低應力幅作用下，試驗合金仍會發生疲勞斷裂，這可能與試驗合金中存在的孔隙有關。

圖4 試驗合金的高周與超高周彎曲疲勞曲線Fig.4 High cycle and ultra-high cycle bending fatigue curve of the tested alloy

圖5 應力幅為592 MPa下疲勞斷口裂紋源區的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of crack source region of fatigue fracture under the stress amplitude of 592 MPa: (a) at low magnification and (b) at high magnification

2.3 彎曲疲勞斷口形貌

2.3.1 裂紋源區

圖6 應力幅為241 MPa下疲勞斷口裂紋源區的SEM形貌Fig.6 SEM morphology of crack source region of fatigue fracture under the stress amplitude of 241 MPa: (a) at low magnification and (b) at high magnification

由圖5和圖6可以看出：兩種試驗條件下試驗合金疲勞斷口上的裂紋都表現為多源萌生，但裂紋萌生的位置不同，在高應力幅作用下，裂紋在試驗合金表面與次表面的缺陷處萌生，而在低應力幅作用下，裂紋主要在試驗合金內部的缺陷處萌生；裂紋源區都比較光滑平整，這是由超聲振動條件下，疲勞裂紋源區經過長時間的反復磨損所形成的。

孔隙是燒結材料中疲勞裂紋萌生的主要位置，因此提高燒結密度，降低孔隙率是提高燒結材料疲勞性能的重要途徑。由目前的疲勞裂紋萌生理論可知，疲勞裂紋往往在零部件的表面萌生，這是因為當零部件承受彎曲、扭轉或組合應力時，其表面應力是最大的，即使是在拉應力作用下，由于表面不受約束，塑性變形較容易進行，也使得表面更易萌生裂紋[12]。粉末冶金合金零部件內部存在較多的孔隙，交變載荷易使孔隙銳角處形成應力集中；在低應力幅作用下，交變載荷的循環次數較多，更易于使孔隙銳角處不斷發生塑性變形而形成循環硬化；當局部應力超過合金的強度極限時，便會產生微裂紋，從而導致裂紋在合金內部萌生。

由圖5和圖6還可以看出，疲勞裂紋源區有許多扇形分布的疲勞臺階，并存在大量短小且不連續的亮白色撕裂棱和準解理小刻面，且高應力幅作用下試驗合金表面棱角上的裂紋源區更加平坦，為主裂紋源區，而次表面缺陷處為次裂紋源區。

2.3.2 裂紋擴展區

由圖7和圖8可以看出，裂紋擴展區都有明顯的疲勞輝紋特征。疲勞輝紋是裂紋在循環應力作用下不斷擴展所形成的，應力每循環1周次便會在裂紋前端形成一條輝紋。疲勞輝紋間隔的大小表明疲勞裂紋擴展速率的快慢，間距越大說明1個循環周次下疲勞裂紋擴展的距離越大，即擴展速率越快。在高應力幅作用下，裂紋擴展區粗糙不平，存在許多高低不同、大小不等的光滑解理面，河流花樣狀解理面以及少量韌窩和疲勞輝紋，疲勞輝紋的間距較大，裂紋的擴展速率較快。在低應力幅作用下，裂紋擴展區中的韌窩數量減少，疲勞輝紋間距變小，裂紋的擴展速率較慢。

圖7 應力幅為592 MPa下裂紋擴展區的SEM形貌Fig.7 SEM morphology of crack propagation region under the stress amplitude of 592 MPa

圖8 應力幅為305 MPa下裂紋擴展區的SEM形貌Fig.8 SEM morphology of crack propagation region under the stress amplitude of 305 MPa

圖9 應力幅為592 MPa下瞬斷區的SEM形貌Fig.9 SEM morphology of rapid fracture region under the stress amplitude of 592 MPa

圖10 應力幅為241 MPa下瞬斷區的SEM形貌Fig.10 SEM morphology of rapid fracture region under the stress amplitude of 241 MPa

2.3.3 瞬斷區

由圖9可以看出，在高應力幅作用下，瞬斷區主要由河流花樣解理面和小韌窩組成，這說明試驗合金主要發生脆性斷裂，并存在局部塑性變形。由圖10可以看出，與高應力幅作用下的相比，在低應力幅作用下，瞬斷區中的解理斷裂區域變大而韌窩數量減少，這說明斷裂時試驗合金的塑性變形較小，脆性斷裂的特征更為明顯。由此可知，材料的塑性變形在一定程度上可以提高其抗疲勞性能。

3 結 論

(1) Fe-1.65Ni-1.4Cu-1Cr-0.5Mo-0.6C粉末冶金合金的組織主要由回火馬氏體、殘余奧氏體以及少量貝氏體組成；試驗合金的超聲彎曲疲勞曲線是連續下降的，沒有出現疲勞平臺。

(2) 試驗合金的超聲彎曲疲勞裂紋都為多源萌生，在高應力幅作用下，裂紋在試驗合金表面和次表面的缺陷處萌生，而在低應力幅作用下，裂紋主要在內部缺陷處萌生。

(3) 疲勞輝紋是疲勞斷口裂紋擴展區的主要特征，在高應力幅作用下，裂紋擴展區主要由解理面以及少量韌窩、疲勞輝紋組成，疲勞輝紋的間距較大，裂紋擴展速率較快；在低應力幅作用下，裂紋擴展區的韌窩數量減少，疲勞輝紋間距變小，裂紋擴展速率較慢。

(4) 試驗合金瞬斷區主要由解理面和小韌窩組成，合金主要發生脆性斷裂，并存在局部塑性變形；與高應力幅作用下的相比，在低應力幅作用下，瞬斷區中的河流花樣解理面增多，韌窩數量減少，脆性斷裂特征更加明顯。