《断口的宏观形貌》由会员分享，可在线阅读，更多相关《断口的宏观形貌（2页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。
1、断口的宏观形貌、微观形态及断裂机理按断裂的途径， 断口可分为穿晶断裂和沿晶断裂两大类。 穿晶断裂又分为穿晶韧性断裂和穿 晶解理断裂（其中包括准解理断裂）。沿晶断裂也分为沿晶韧性断裂和沿晶脆性断裂。下面分 别加以讨论。1. 穿晶断口（ 1）穿晶韧窝型断口断裂穿过晶粒内部， 由大量韧窝的成核、 扩展、连接而形成的一种断口。 宏观形貌：在拉伸试验情况下，总是先塑性变形，引起缩颈，然后在缩颈部位裂纹沿与外力 垂直的方向扩展，到一定程度后失稳，沿与外力成45方向快速发展至断裂。众所周知，这种断口称为杯锥状断口。断口表面粗糙不平，无金属光泽，故又称为纤维状断口。微观形态：在电子显微镜和扫描电镜下观察，断口
2、通常是由大量韧窝连接而成的。每个韧窝 的底部往往存在着第二相（包括非金属夹杂）质点。第二相质点的尺寸远小于韧窝的尺寸。韧窝形成的原因一般有两种形成情况：1 ）韧窝底部有第二相质点的情况。由于第二相质点与基体的力学性能不同（另外，还 有第二相质点与基体的结合能力、热膨胀系数、第二相质点本身的大小、形状等的影响），所 以在塑性变形过程中沿第二相质点边界（或穿过第二相质点）易形成微孔裂纹的核心。在应力 作用下，这些微孔裂纹的核心逐渐长大，并随着塑性变形的增加，显微孔坑之间的连接部分逐 渐变薄，直至最后断裂。图 3-41 是微孔穿过第二相质点的示意图。 若微孔沿第二相点边界成核、 扩展形成韧窝型裂纹后
3、，则第二相质点留在韧窝的某一侧。2 ）在韧窝的底部没有第二相质点存在的情况。 韧窝的形成是由于材料中原来有显微孔穴或者 是由于塑性变形而形成的显微孔穴，这些显微孔穴随塑性变形的增大而不断扩展和相互连接， 直至断裂。这种韧窝的形成往往需要进行很大的塑性变形后才能够实现。因此，在这类断口上 往往只有少量的韧窝或少量变形状韧窝，有的甚至经很大的塑性变形后仍见不到韧窝。当变形 不大时，断口呈波纹状或蛇形花样，而当变形很大时，则为无特征的平面。韧窝的形状与应力状态有较大关系。由于试样的受力情况可能是垂直应力、切应力或由弯矩 引起的应力，这三种情况下韧窝的形状是不一样的。（2）解理与准解理断口1 ）解理断
4、口。断裂是穿过晶粒、沿一定的结晶学平面（即解理面）的分离，特别是在低温或快速加载条件下。解理断裂一般是沿体心立方晶格的 100面，六方晶格的 0001面发生 的。宏观形貌：解理断裂的宏观断口叫法很多，例如称为“山脊状断口”、“结晶状断口”、以 及“萘状断口”等（见图片 3-53）。山脊状断口的山脊指向断裂源，可根据山脊状正交曲线群 判定断裂起点和断裂方向。萘状断口上有许多取向不同、比较光滑的小平面，它们象条晶体一 样闪闪发光。这些取向不同的小平面与晶粒的尺寸相对应，反映了金属晶粒的大小。微观形态：在电子显微镜下观察时，解理断口呈“河流花样”和“舌状花样”。 2）准解理断口。这种断口在低碳钢中最
5、常见。前述的结晶状断口就是准解理断口，它在宏观上 类似解理断口。准解理断口的微观形态主要是由许多准解理小平面、“河流花样”、“舌状花样”及“撕裂 岭”组成。2. 沿晶断口 沿晶断口是沿不同取向的晶粒边界发生断裂。其产生的主要原因是由于晶界弱化，使晶界强 度明显低于晶内强度而引起的。造成晶界弱化的原因很多，例如，锻造过程中加热和塑性变形 工艺不当引起的严重粗晶；高温加热时气氛中的 C、H等元素浓度过高以及炉中残存有铜，渗人 晶界；过烧时的晶界熔化或氧化；加热及冷却不当造成沿晶界析出第二相质点或脆性薄膜；合 金元素和夹杂偏析造成沿晶界的富集；另外沿晶界的化学腐蚀和应力腐蚀等等，都可以造成晶 界弱化
6、，产生沿晶断口。（1）沿晶韧窝型断口若第二相质点沿晶界析出的密度很高，或因有一定密度的第二相质点再加上晶粒粗大，都会 发生沿晶韧窝型断裂。沿晶韧窝形成的原因与穿晶韧窝相同。这种断裂的显微裂纹是沿着或穿 过第二相质点成核的。显微裂纹的扩展和连接，伴随有一定量的微观塑性变形。在断口表面可 看到许多位向不同、无金属光泽的“小棱面”或“小平面”。这些“小棱面”或“小平面”的 尺寸与晶粒尺寸相对应（如果晶粒细小，则断口表面上的“小棱面”或“小平面”用肉眼就不 能看到或不明显）。在电子显微镜下观察“小校面”或“小平面”，它是由大量韧窝组成的， 韧窝底部往往存在有第二相质点（或薄膜）。石状断口和棱面断口都是
7、沿晶韧窝型断口。另外，偏析线也是一种沿晶韧窝型断口。（ 2）沿晶脆性断口在沿晶脆性断口上，几乎没有塑性变形的痕迹或仅看到极少的韧窝。例如，过烧后的断口，就是沿晶界氧化物薄膜发生的一种沿晶脆性断裂。另外， 18-8 奥氏体不锈钢沿晶界大量析出碳 化物后，也易产生沿晶脆断；沿晶界化学腐蚀和应力腐蚀（包括氢脆）后产生的断口，也都是 沿晶脆性断口。属于这类断口的还有层状断口和撕痕状断口等。上面介绍的断口微观形态，是按照断裂的途径来分类的。而实际生产中见到的断口有时往往 是由几种类型并存的混合断口。例如，石状断口中，如果“小棱面”或“小平面”不是贯穿整 个断面，断口常常是沿晶和穿晶混合断口。在实际生产中
8、根据缺陷断口的宏观形貌和微观形态就可以判断出缺陷的类型、缺陷产生的原 因和应采取的对策。例如某厂生产的迫击炮炮尾，在试炮时经常发生折断的情况，经断口试验发现是石状断口， 经选区电子衍射分析确认韧窝底部的析出相颗粒是MnS再结合现场调查认为该缺陷产生的原因是终锻前的加热温度过高，终锻时的变形程度过小造成的。由于加热温度高，使奥氏体晶粒粗 大，并使MnS大量溶入基体，锻后冷却时，MhS沿粗大的奥氏体晶界析出，造成晶界严重弱化所 致，后来改变预制坯的尺寸以增大终锻的变形量，并降低终锻前的加热温度，问题就圆满地解 决了。又例如某厂生产的Cr Ni MoV钢某种大型轴类锻件，在运行中发生的脆性断裂，经断
9、口 检验发现：此类锻件存在有棱面断口。该锻件用的钢是在5t碱性电弧炉中用氧化法冶炼的，锭重 2.2t，锻造加热温度为1180 1200C，保温3h以上，锻后立即送热处理炉进行退火、 扩氢处理，然后进行粗加工和调质处理。 调质后在两端切取试片，作纵向断口检验，发现有棱面断口，棱面断口大多出现在大型锻件的 心部，而锻件边部仍为正常的纤维状断口，金相组织中有沿原粗大奥氏体晶界的析出相的链状 网络。棱面断口的微观形态，韧窝内的析出相为不规则的四边形，呈薄片状，经选区电子衍射 确定为AIN。由AIN的等温析出曲线可见，在约 900C缓慢冷却时，将有大量的 AIN析出。根据上述检验结果分析认为：1 ）该C
10、r NiMo-V钢大型轴类锻件，其棱面断口主要是在锻造加热时温度较高，保温时间 过长，在锻后缓冷过程中，固溶入基体的大量 AIN呈薄片状沿粗大的奥氏体晶界呈链状网络析 出，造成微孔聚合型沿晶断裂而形成的。奥氏体晶粒越粗大，析出相密度愈高，晶界弱化愈严 重。2 ）锻造高温加热的时间越长，固溶人基体的 AIN 越多，随后缓冷过程中形成校面断口的倾向 越大，因此适当控制锻造加热规范是很重要的。3 ）由于AIN在奥氏体区析出峰值的温度约为 900C，其析出相随保温时间的延长而增加。因 此，采取降低待料温度， 增加一次过冷工艺， 则能加快锻后冷却速度， 减少锻件在奥氏体区 AIN 析出峰值温度的停留时间，因而就能抑制 AIN沿粗大奥氏体晶界的析出。生产实践证明，这是 避免Cr Ni MoV钢锻件产生棱面断口的有效措施。
