斷口的宏觀形貌、微觀形態(tài)及斷裂機理

1、.斷口的宏觀形貌、微觀形態(tài)及斷裂機理按斷裂的途徑，斷口可分為穿晶斷裂和沿晶斷裂兩大類。穿晶斷裂又分為穿晶韌性斷裂和穿晶解理斷裂（其中包括準解理斷裂）。沿晶斷裂也分為沿晶韌性斷裂和沿晶脆性斷裂。下面分別加以討論。 1.穿晶斷口 （1）穿晶韌窩型斷口斷裂穿過晶粒內(nèi)部，由大量韌窩的成核、擴展、連接而形成的一種斷口。 宏觀形貌：在拉伸試驗情況下，總是先塑性變形，引起縮頸，然后在縮頸部位裂紋沿與外力垂直的方向擴展，到一定程度后失穩(wěn)，沿與外力成45°方向快速發(fā)展至斷裂。眾所周知，這種斷口稱為杯錐狀斷口。斷口表面粗糙不平，無金屬光澤，故又稱為纖維狀斷口。 微觀形態(tài)：在電子顯微鏡和掃描電鏡下觀察，斷

2、口通常是由大量韌窩連接而成的。每個韌窩的底部往往存在著第二相（包括非金屬夾雜）質(zhì)點。第二相質(zhì)點的尺寸遠小于韌窩的尺寸。 韌窩形成的原因一般有兩種形成情況： 1）韌窩底部有第二相質(zhì)點的情況。由于第二相質(zhì)點與基體的力學性能不同（另外，還有第二相質(zhì)點與基體的結(jié)合能力、熱膨脹系數(shù)、第二相質(zhì)點本身的大小、形狀等的影響），所以在塑性變形過程中沿第二相質(zhì)點邊界（或穿過第二相質(zhì)點）易形成微孔裂紋的核心。在應(yīng)力作用下，這些微孔裂紋的核心逐漸長大，并隨著塑性變形的增加，顯微孔坑之間的連接部分逐漸變薄，直至最后斷裂。圖3-41是微孔穿過第二相質(zhì)點的示意圖。若微孔沿第二相點邊界成核、擴展形成韌窩型裂紋后，則第二相質(zhì)點

3、留在韌窩的某一側(cè)。 2）在韌窩的底部沒有第二相質(zhì)點存在的情況。韌窩的形成是由于材料中原來有顯微孔穴或者是由于塑性變形而形成的顯微孔穴，這些顯微孔穴隨塑性變形的增大而不斷擴展和相互連接，直至斷裂。這種韌窩的形成往往需要進行很大的塑性變形后才能夠?qū)崿F(xiàn)。因此，在這類斷口上往往只有少量的韌窩或少量變形狀韌窩，有的甚至經(jīng)很大的塑性變形后仍見不到韌窩。當變形不大時，斷口呈波紋狀或蛇形花樣，而當變形很大時，則為無特征的平面。 韌窩的形狀與應(yīng)力狀態(tài)有較大關(guān)系。由于試樣的受力情況可能是垂直應(yīng)力、切應(yīng)力或由彎矩引起的應(yīng)力，這三種情況下韌窩的形狀是不一樣的。（2）解理與準解理斷口 1）解理斷口。斷裂是穿過晶粒、沿一

4、定的結(jié)晶學平面（即解理面）的分離，特別是在低溫或快速加載條件下。解理斷裂一般是沿體心立方晶格的100面，六方晶格的0001 面發(fā)生的。 宏觀形貌：解理斷裂的宏觀斷口叫法很多，例如稱為“山脊狀斷口”、“結(jié)晶狀斷口”、以及“萘狀斷口”等（見圖片3-53）。山脊狀斷口的山脊指向斷裂源，可根據(jù)山脊狀正交曲線群判定斷裂起點和斷裂方向。萘狀斷口上有許多取向不同、比較光滑的小平面，它們象條晶體一樣閃閃發(fā)光。這些取向不同的小平面與晶粒的尺寸相對應(yīng)，反映了金屬晶粒的大小。 微觀形態(tài)：在電子顯微鏡下觀察時，解理斷口呈“河流花樣”和“舌狀花樣”。2）準解理斷口。這種斷口在低碳鋼中最常見。前述的結(jié)晶狀斷口就是準解理斷

5、口，它在宏觀上類似解理斷口。 準解理斷口的微觀形態(tài)主要是由許多準解理小平面、“河流花樣”、“舌狀花樣”及“撕裂嶺”組成。 2.沿晶斷口 沿晶斷口是沿不同取向的晶粒邊界發(fā)生斷裂。其產(chǎn)生的主要原因是由于晶界弱化，使晶界強度明顯低于晶內(nèi)強度而引起的。造成晶界弱化的原因很多，例如，鍛造過程中加熱和塑性變形工藝不當引起的嚴重粗晶；高溫加熱時氣氛中的C、H等元素濃度過高以及爐中殘存有銅，滲人晶界；過燒時的晶界熔化或氧化；加熱及冷卻不當造成沿晶界析出第二相質(zhì)點或脆性薄膜；合金元素和夾雜偏析造成沿晶界的富集；另外沿晶界的化學腐蝕和應(yīng)力腐蝕等等，都可以造成晶界弱化，產(chǎn)生沿晶斷口。 （1）沿晶韌窩型斷口 若第二相

6、質(zhì)點沿晶界析出的密度很高，或因有一定密度的第二相質(zhì)點再加上晶粒粗大，都會發(fā)生沿晶韌窩型斷裂。沿晶韌窩形成的原因與穿晶韌窩相同。這種斷裂的顯微裂紋是沿著或穿過第二相質(zhì)點成核的。顯微裂紋的擴展和連接，伴隨有一定量的微觀塑性變形。在斷口表面可看到許多位向不同、無金屬光澤的“小棱面”或“小平面”。這些“小棱面”或“小平面”的尺寸與晶粒尺寸相對應(yīng)（如果晶粒細小，則斷口表面上的“小棱面”或“小平面”用肉眼就不能看到或不明顯）。在電子顯微鏡下觀察“小校面”或“小平面”，它是由大量韌窩組成的，韌窩底部往往存在有第二相質(zhì)點（或薄膜）。 石狀斷口和棱面斷口都是沿晶韌窩型斷口。另外，偏析線也是一種沿晶韌窩型斷口。

7、（2）沿晶脆性斷口 在沿晶脆性斷口上，幾乎沒有塑性變形的痕跡或僅看到極少的韌窩。例如，過燒后的斷口，就是沿晶界氧化物薄膜發(fā)生的一種沿晶脆性斷裂。另外，18-8奧氏體不銹鋼沿晶界大量析出碳化物后，也易產(chǎn)生沿晶脆斷；沿晶界化學腐蝕和應(yīng)力腐蝕（包括氫脆）后產(chǎn)生的斷口，也都是沿晶脆性斷口。屬于這類斷口的還有層狀斷口和撕痕狀斷口等。 上面介紹的斷口微觀形態(tài)，是按照斷裂的途徑來分類的。而實際生產(chǎn)中見到的斷口有時往往是由幾種類型并存的混合斷口。例如，石狀斷口中，如果“小棱面”或“小平面”不是貫穿整個斷面，斷口常常是沿晶和穿晶混合斷口。 在實際生產(chǎn)中根據(jù)缺陷斷口的宏觀形貌和微觀形態(tài)就可以判斷出缺陷的類型、缺陷

8、產(chǎn)生的原因和應(yīng)采取的對策。 例如某廠生產(chǎn)的迫擊炮炮尾，在試炮時經(jīng)常發(fā)生折斷的情況，經(jīng)斷口試驗發(fā)現(xiàn)是石狀斷口，經(jīng)選區(qū)電子衍射分析確認韌窩底部的析出相顆粒是MnS再結(jié)合現(xiàn)場調(diào)查認為該缺陷產(chǎn)生的原因是終鍛前的加熱溫度過高，終鍛時的變形程度過小造成的。由于加熱溫度高，使奧氏體晶粒粗大，并使MnS大量溶入基體，鍛后冷卻時，MhS沿粗大的奧氏體晶界析出，造成晶界嚴重弱化所致，后來改變預(yù)制坯的尺寸以增大終鍛的變形量，并降低終鍛前的加熱溫度，問題就圓滿地解決了。 又例如某廠生產(chǎn)的CrNiMoV鋼某種大型軸類鍛件，在運行中發(fā)生的脆性斷裂，經(jīng)斷口檢驗發(fā)現(xiàn)：此類鍛件存在有棱面斷口。 該鍛件用的鋼是在5t堿性電弧爐中

9、用氧化法冶煉的，錠重2.2t，鍛造加熱溫度為11801200，保溫3h以上，鍛后立即送熱處理爐進行退火、擴氫處理，然后進行粗加工和調(diào)質(zhì)處理。調(diào)質(zhì)后在兩端切取試片，作縱向斷口檢驗，發(fā)現(xiàn)有棱面斷口，棱面斷口大多出現(xiàn)在大型鍛件的心部，而鍛件邊部仍為正常的纖維狀斷口，金相組織中有沿原粗大奧氏體晶界的析出相的鏈狀網(wǎng)絡(luò)。棱面斷口的微觀形態(tài)，韌窩內(nèi)的析出相為不規(guī)則的四邊形，呈薄片狀，經(jīng)選區(qū)電子衍射確定為AlN。由AlN的等溫析出曲線可見，在約900緩慢冷卻時，將有大量的AlN析出。 根據(jù)上述檢驗結(jié)果分析認為： 1）該CrNiMoV鋼大型軸類鍛件，其棱面斷口主要是在鍛造加熱時溫度較高，保溫時間過長，在鍛后緩冷過程中，固溶入基體的大量AlN呈薄片狀沿粗大的奧氏體晶界呈鏈狀網(wǎng)絡(luò)析出，造成微孔聚合型沿晶斷裂而形成的。奧氏體晶粒越粗大，析出相密度愈高，晶界弱化愈嚴重。 2）鍛造高溫加熱的時間越長，固溶人基體的AlN越多，隨后緩冷過程中形成校面斷口的傾向越大，因此適當控制鍛造加熱規(guī)范是很重要的。 3）由于A