Stellite12鈷基合金的疲勞性能及其斷裂機理研究

苗文卷，曹 睿，車洪艷，董 浩，陳劍虹

(1 蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050；2 蘭州理工大學 材料科學與工程學院，蘭州 730050；3 中國鋼研科技集團有限公司 安泰科技股份有限公司，北京 100081；4 河北省熱等靜壓工程技術研究中心，河北 涿州 072750)

作為硬質合金中的一種，鈷基合金主要由高硬度、高熔點的硬質相與潤濕性良好的韌性黏結相鈷組成，它綜合了硬質相與韌性黏結相的優點，整體呈現出極佳的強度、韌性和耐磨性[1-2]。因此，鈷基合金在模具、切削工具、耐磨零件、結構零件等方面應用廣泛。在實際應用中，硬質合金往往要承受諸如交變應力、腐蝕介質、溫度變化等復雜的使用環境，因此疲勞是導致硬質合金服役性能下降的重要因素之一，并且與硬質合金的過早和意外失效密切相關[3-5]。關于鈷基合金的疲勞斷裂已有較多研究。周華堂等[6]對5種不同WC晶粒度及黏結相含量的硬質合金的疲勞性能研究發現，硬質合金的疲勞性能與WC晶粒度以及黏結相含量有明顯的相關性，對于低晶粒度、低黏結相硬質合金，其疲勞斷口與靜態斷口相似，疲勞特征不明顯，但對于較高鈷含量的硬質合金則呈現明顯的疲勞特征。Lanes等[2]的研究則表明，疲勞裂紋擴張抗力不是簡單地隨著黏結相平均自由程的增加而增大，他們認為在循環載荷下，硬質合金中黏結相雖是韌性相，但容易受疲勞影響，特別是當黏結相發生fcc-hcp馬氏體相變的情況下，不但會導致裂紋尖端尾部韌帶的過早失效，同時也會減小裂紋尖端屏蔽效應。Torres等[7]通過觀察斷口形貌，發現應力比R對Co相的韌性影響較為明顯。R越小，真疲勞失效越明顯，此時Co相不會發生較大的塑性變形，斷口上也相應呈現出脆性斷裂特征，反之黏結相的韌性斷裂越明顯。姜勇等[8]以及Hirose等[9]的結論與此類似。

以往室溫疲勞方面的研究多采用拉壓疲勞或旋轉彎曲疲勞，但對于鈷基合金來說，由于金屬鈷本身稀有以及采用熱等靜壓制備的特點，該類合金價格往往較為昂貴，此外，其維氏硬度往往超過600HV甚至800HV。因此，采用拉壓疲勞或旋轉彎曲疲勞同時存在耗材相對較多、試樣加工難度較大等客觀問題。本工作采用三點彎曲疲勞，試樣耗材量小、加工簡單并且可以極大地降低實驗成本。鑒于以往關于鈷基合金的疲勞性能研究的鈷含量多為8%～30%(質量分數，下同)，而近年來高鈷含量的鈷基合金的應用日漸增多，例如含鈷40%～65%的奧氏體的鈷基高溫合金，除了被用于燃氣渦輪機和噴氣式發動機中的葉輪與葉片，還常被用于化工設備和核工業中各種承受高載荷、高溫的重要零部件制造。但是關于高鈷含量鈷基合金的疲勞斷裂研究相對較少，尤其是對于低應力比高鈷含量這一特殊情況。此外，對于硬質合金而言，由于其固有缺陷導致疲勞裂紋萌生的時間占據了疲勞過程的絕大部分，因此S-N曲線對于硬質合金的疲勞研究更加具有實際意義[10]。本工作采用三點彎曲疲勞法測得光滑試樣與直缺口試樣的S-N曲線，分析了高鈷含量Stellite12鈷基合金在低應力比條件下的疲勞性能，并通過疲勞斷口形貌觀察進一步探究了該合金的疲勞斷裂機理及其與靜載下彎曲斷口的差異。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

本實驗所用的Stellite12鈷基合金采用熱等靜壓工藝制備而成，工藝流程主要包括：粉末包套制備、粉末填裝、脫氣封焊、燒結成型、去包套等流程，合金化學成分如表1所示。圖1為Stellite12鈷基合金的微觀組織，其中白色相為WC，該種碳化物的引入使得鈷基合金即使在高溫下仍具有較高的硬度和良好的耐磨性，黑色相Cr23C6在提高材料硬度的同時也極大地提高了材料耐高溫氧化的性能，灰色γ基體則主要是金屬鈷，用作黏結相。

表1 鈷基合金的化學成分(質量分數/%)

圖1 鈷基合金的微觀組織

1.2 實驗方法

本實驗涉及兩種三點彎曲疲勞試樣，一種為無缺口光滑試樣，一種為直缺口試樣，均由線切割加工而成，其形狀尺寸及加載方式如圖2所示。試樣加工完成之后，將試樣棱角磨至圓滑并用砂紙將試樣各表面磨至3000目，然后用金剛石拋光液拋光備用。室溫疲勞在QBG-50疲勞試驗機上進行，頻率為80 Hz，波形采用正弦波，應力比R=0.1，跨距為30 mm。疲勞實驗采用應力疲勞方式，從略低于抗彎強度值開始，并根據前一根試樣的疲勞壽命，逐步降低應力，對試樣施加不同的應力幅S，記錄試樣疲勞破壞的應力循環次數N，直至有一根試樣到預定的循環次數后不發生斷裂為止。在疲勞測試之前進行相同試樣尺寸、跨距的靜態三點彎曲實驗，測得其靜態抗彎強度，為疲勞實驗初始載荷選擇提供參考。

圖2 試樣尺寸(a)及加載方式(b)

2 結果與分析

2.1 S -N曲線

圖3為光滑試樣與直缺口試樣的S-N曲線。由圖3可知，兩種試樣均表現出明顯的疲勞效應，即隨著應力水平的降低疲勞壽命上升，同時可以發現與光滑試樣相比缺口試樣的S-N曲線呈現整體下降的趨勢。疲勞極限與疲勞敏感性是衡量材料疲勞性能的兩個重要參數。首先就疲勞極限來說，光滑試樣的疲勞極限為545 MPa，約為原始抗彎強度1552 MPa的25.4%。直缺口試樣的疲勞極限約為101 MPa，約為靜態三點抗彎強度517.6 MPa的19.1%。對于疲勞敏感性即S-N曲線前段直線部分斜率，光滑試樣的疲勞敏感性為397，直缺口試樣的疲勞敏感性為31。

圖3 試樣的S -N疲勞壽命曲線

圖4 疲勞及靜態彎曲斷口形貌

2.2 斷口形貌及斷裂行為分析

圖4為光滑試樣疲勞及靜態彎曲斷口形貌。不同于以往疲勞斷口擁有疲勞源區、疲勞裂紋擴展(fatigue crack growth,FCG)區、瞬斷區3個典型區域，從圖4(a)所示的光滑試樣宏觀疲勞斷口上可以觀察到明顯的疲勞源區和瞬斷區，但裂紋擴展區卻極不明顯。疲勞加載過程中，循環載荷由動載和靜載組成，當有裂紋出現并緩慢擴展時，載荷會松弛，頻率則呈現出下降的現象。但光滑疲勞試樣從加載開始到斷裂始終未觀察到頻率發生改變，因此判定光滑試樣的疲勞裂紋萌生以后幾乎未發生穩定的裂紋擴展，故疲勞源區以外幾乎全部是瞬斷區。

圖4(b)為起裂源的高倍SEM形貌，可以觀察到疲勞裂紋萌生于亞表層的碳化物。同時也可以發現：碳化物周圍的鈷基體(γ基體)的斷裂面上看不到韌窩、撕裂脊等韌性斷裂所特有的典型特征。但相關研究表明室溫下燒結態WC-Co硬質合金的γ相都是fcc型和hcp型兩種結構的混合物，但通常hcp-γ相的比例很小[11]，韌性相韌性降低極為反常。出現這一現象的原因主要歸于Co相在循環應力作用下發生fcc向hcp的馬氏體相變，而hcp相對較少的滑移系(12∶3)會使韌性相的韌性發生極大地降低[12]。姜勇等[8]以及陳振華等[13]的研究也證實了這一點。

圖4(c)為起裂源下方裂紋快速擴展所形成的典型的河流狀花樣，其上分布著較多的二次裂紋。圖4(d)為河流狀花樣的高倍SEM形貌，可以發現材料整體呈現準解理斷裂形式，硬質相也多呈現穿晶斷裂。二次裂紋也多為硬質相的穿晶裂紋，并存在少量位于鈷基體/碳化物界面的沿晶裂紋。鈷基體上的斷裂多呈現撕裂脊形態，同時也可以觀察到撕裂脊并不尖銳，此外，其韌窩數量和尺寸相對于同等倍數下的靜態彎曲斷口(見圖4(e))也表現出明顯的下降，有些大塊鈷基體的斷裂面甚至呈現脆斷或近乎脆斷的特征，該現象在整個疲勞斷口上十分普遍。由此可知，疲勞加載過程中疲勞載荷會明顯降低鈷基體的韌性，材料整體呈現出極為明顯的疲勞特征。

相關研究顯示硬質合金的疲勞裂紋擴展存在兩種模式：(1)真疲勞(循環斷裂模式)；(2)靜態疲勞(靜態斷裂模式)。當真疲勞占據主導地位時，在硬質合金中橋聯作用的效果會減弱，因此斷裂面上往往呈現脆性斷裂的特征；而當靜態疲勞模式占據主導地位時，橋聯增韌會起作用，斷裂面則與靜載斷裂面相同，具有明顯的韌窩特征[14]。通過對比靜態斷裂斷口和疲勞斷口可以發現兩者具有極大的相似性，都存在大量的撕裂脊；但相較于靜態彎曲斷口，疲勞斷口上鈷基體的塑性變形有所降低甚至表現出近乎脆斷特征，同時韌窩的數量明顯減少，韌窩尺寸也明顯減小，即使是大塊斷裂的黏結相上也很難發現韌窩，以上觀察結果表明鈷基合金的裂紋擴展模式較為復雜，不能單一地歸為真疲勞或靜態疲勞模式；綜合各種斷裂特征，本工作更傾向于Fry和Garrett[15]以及Torres等[2,7]的研究結果，即兩種斷裂機制共同存在。硬質相呈現出脆性解理斷裂，鈷基體疲勞加載過程中因為較低的應力比也出現了一定程度的加工硬化表現出韌性的下降。

由于在光滑試樣疲勞實驗過程中裂紋萌生到斷裂極為迅速，未發生頻率改變的現象。同時，在光滑試樣上難以同時觀察到疲勞斷口3個典型的區域，這與一般材料的疲勞斷口存在較大差異。因此，為了進一步分析鈷基合金的疲勞裂紋擴展方式，可以借鑒預制疲勞裂紋的做法，在實驗中引入細而窄的直缺口疲勞試樣并降低應力，以期在疲勞裂紋形成初期使裂紋實現穩定緩慢的擴展。

圖5為直缺口試樣疲勞斷口形貌。可以發現，不同于光滑試樣，圖5(a)所示的直缺口疲勞斷口上起裂源較多，這主要歸因于直缺口尖端表面缺陷以及應力集中作用，為多個起裂源的萌生創造了條件。圖5(b),(c)為缺口疲勞的兩種典型起裂源，由圖5(b)可以發現碳化物聚集是裂紋萌生的原因之一，圖5(c)則表明缺口表面的線切割缺陷也可誘發疲勞裂紋的萌生。圖5(d)為裂紋擴展區宏觀形貌，由于多個疲勞源可能不在一個平面上，擴展連接會形成臺階，因而該區域斷口表面比較粗糙。圖5(e)為疲勞擴展區的微觀形貌，可以發現除了撕裂脊以外，有許多相互平行的疲勞條紋，尤其是在大塊鈷基體上出現了密集的平行條帶。至于疲勞條帶的不連續性可能要歸因于鈷基體被碳化物相所分隔，因此只能在局部鈷基體聚集處呈現。圖5(f)為瞬斷區微觀形貌，其占據了斷口總面積的2/3以上，其高倍SEM特征與無缺口光滑試樣類似。

圖5 直缺口疲勞斷口形貌

圖6為直缺口疲勞卸載試樣側面缺口前的裂紋形貌。圖6(a)為缺口疲勞卸載試樣側面缺口下方的裂紋宏觀SEM照片，裂紋整體較為平直，只在裂紋尖端發生了偏轉，B,C分別指向裂紋中段和裂紋尖端位置,其微觀形貌如圖6(b),(c)所示。圖6(b)為裂紋中段擴展路徑，可以發現裂紋多沿碳化物穿晶或沿晶擴展，碳化物間的裂紋擴展較少。圖6(c)為裂紋尖端形貌，該處裂紋發生了偏轉，擴展過程中遇到碳化物硬質相也多以穿晶形式通過。以上觀察結果與斷口上的現象一致。

圖6 直缺口疲勞卸載試樣側面缺口前的裂紋

圖7 裂紋擴展過程示意圖

2.3 斷裂過程

該鈷基合金的兩種疲勞試樣斷裂過程存在很大的相似性，其疲勞斷裂過程如圖7所示，首先在試樣高應力區近表面存在碳化物聚集如圖4(b),5(b)所示，試樣在經受三點彎曲過程中時，由于硬質相韌性較差，變形程度低，且容易引起應力集中效應，因此其容易先發生脆斷形成微裂紋。隨著相鄰碳化物的相繼脆斷，微裂紋逐漸增大，形成疲勞裂紋源如圖7(a)所示。此時碳化物周圍的鈷相由于疲勞載荷的作用已部分發生了fcc→hcp的晶型轉變，韌性下降，增加了脆斷的可能性，不利于抑制裂紋的早期擴展，裂紋發生極小的擴展后便達到了臨界裂紋長度，如圖7(b)所示。之后裂紋發生失穩性擴展，瞬間貫穿整個試樣，如圖7(c)所示。同時由于裂紋擴展較為迅速，碳化物尺寸又相對較小，裂紋擴展路徑較為平直，經過碳化物時，裂紋也極少發生偏轉，多表現為穿晶裂紋擴展形式。

3 結論

(1)無缺口光滑試樣的疲勞敏感性為397，疲勞極限為545 MPa，為原始抗彎強度1552 MPa的25.4%；直缺口試樣的疲勞敏感性為31，疲勞極限約為101 MPa，為其對應抗彎強度517.6 MPa的19.1%。

(2)對于直缺口試樣來說，疲勞裂紋除了萌生在試樣近表層碳化物的聚集處外，缺口處尖端的表面缺陷也容易引發疲勞裂紋萌生。兩種試樣斷口上裂紋的擴展路徑多表現為碳化物的穿晶斷裂以及鈷基體和碳化物的沿晶斷裂，同時發現碳化物間的裂紋擴展較少。

(3)對比靜載以及疲勞斷口可以發現，兩者具有很大的相似性，但也有顯著的差異，鈷基體在R=0.1的疲勞載荷作用下，會部分發生馬氏體相變，導致材料的韌性有所降低，整體雖表現出一定的韌性呈現出較多的撕裂脊等特征，但也表現出一定的脆性斷裂模式，因此疲勞裂紋擴展模式應為真疲勞與靜態疲勞的混合模式。同時，不同于無缺口光滑試樣，直缺口試樣的斷口上可以發現明顯的裂紋擴展區域，并可觀察到疲勞條紋。