脆性断口的特征和诊断

1.脆性断裂的重要性

断裂失效按其断裂部位的形貌可粗分为韧性断裂和脆性断裂两大类。韧性断裂指断口部位有明显的塑性变形。脆性断裂指断口部位无宏观的塑性变形痕迹，断口表面相对比较平齐。在断裂失效事故中，主要危险是脆性断裂事故。

疲劳断裂的断口部位在宏观上也没有明显塑性变形，断口表面也比较平齐，但是因为这类断裂事故发生较多，断裂过程又有特殊性，故在工程界常把这种断裂方式不列入脆性断裂范围。本部分讲的脆性断裂，不包括疲劳断裂，只讲比较狭义的脆性断裂。

（1）脆性断裂的分类 狭义的脆性断裂包括以下两类。

1）低应力脆断，是指通常在弹性应力范畴内，在许用应力条件下一次加载引起的脆性断裂。这类事故的发生常常有外在原因或内部原因。外在原因包括受载时的加载速率、环境温度对材料性能的影响、零部件或构件形状设计中引起的应力集中等。材料的内部原因包括材料内部存在的宏观缺陷（裂纹、空洞、大块夹杂、缩松等）和材料本身的质量问题，如钢的低温脆性、蓝脆、回火脆、不锈钢中的475℃脆、σ相脆性等。

2）环境介质条件下的脆断，实际上也是一种低应力脆断。环境介质因素，是指零部件或构件在受载情况下同时接触到会使材料性能或表面状态恶化的环境条件，如潮湿空气、水介质、熔盐、硫化氢气氛、低熔点熔融金属、辐照环境等。这种环境介质条件下的断裂可分为氢脆、碱脆、低熔点金属脆性、辐照脆性、液体浸蚀脆性、晶间腐蚀、应力腐蚀开裂、氢腐蚀等几种。这类断裂事故的发展过程包含了时间因素，因之与疲劳断裂在这一点上有相似之处，都有个裂纹形成和发展的时间过程，都不是受载后立即发生断裂，属于滞后破坏断裂范畴，这与上述受载后立即断裂的低应力断裂事故是有差别的。

低应力脆断事故的发生带有突发性，事故前预兆监测通常很困难，发生预兆到事故发生时间很短，常常导致灾难性后果，造成生命财产的重大损失。环境介质脆断事故，大都属于滞后断裂问题，事故的发展有个过程，通过监测或定期检查观察裂纹的亚临界扩展，在达到临界裂纹长度以前及时更换零部件或采取适当措施，对防止恶性事故发生还有一定的可能性，但由于这类亚临界裂纹扩展的距离通常很短，故预防监测难度很大。

（2）脆性断裂的影响因素 脆性断裂的影响因素很多，凡是导致材料断裂韧度下降、韧脆转移温度升高的因素都会使材料致脆。

总的说来，这些影响因素可分为内部因素和外部因素两个方面：内部因素有材料的晶体结构、组织成分以及内部缺陷等；外部因素则包括应力状态和应力集中、温度、加载（或应变）速率、环境介质等。

1）内部因素。从晶体学原理可知，面心立方（fcc）结构金属（合金）塑性好，一般不会发生脆性断裂；而体心立方（bcc）结构金属（合金）和密排六方（hcp）结构金属（合金）塑性较差，在一定的情况下会发生脆性断裂。脆性转变温度通常只在晶体结构是体心立方的材料中发生，对于面心立方结构的材料，由于屈服应力与温度几乎没有关系，即使在能够达到的最低温度，滑移也是先于脆性分离发生的。

合金的化学成分是通过不同工艺形成合金的各种组织结构来反映各种性能的。众所周知，钢中的含碳量增加时会提高脆性转变温度，大颗粒的碳化物呈网状分布时会导致脆性断裂；氮是导致低碳钢发生蓝脆的主要原因；钢中磷含量过高将导致钢的脆性增加。

由于材料的组分、工艺引起内部组织结构的变化，如有害元素的偏聚、脆性相的出现等会致使材料的脆性断裂趋势增大，如钢的马氏体脆性，回火脆性（原奥氏体晶界磷等有害元素的偏聚引起），铬不锈钢的475℃脆性（475℃左右加热后有脆性析出相），过热过烧脆性，应变时效脆性（有冷变形历史的低碳钢，经250℃左右几十分钟时效后产生的脆性），蓝脆（钢材加热到350℃左右的脆性），σ相脆性（高Cr并含Mo、W的不锈钢在650℃加热后有σ相析出，引起塑性下降），TCll钛合金中氧铝偏析引起的脆性断裂等。

晶粒度对材料的脆性断裂也有重要的影响，晶粒粗大会导致材料的韧性下降。

裂纹一般起始于缺陷处，脆性断裂的裂纹总是起始于成形加工或使用过程中产生的缺陷处。在熔化、还原、晶粒纯化以及铸造过程中产生的偏聚、夹杂、孔洞，锻造工艺中产生的锻造内裂，热处理过程中产生的淬火裂纹，焊接工艺中产生的不连续性缺陷等破坏了材料的连续性，往往导致脆性断裂。另外，残余应力的存在也会影响材料的脆性断裂。

2）外部因素。受到约束的应力状态会阻止塑性变形的发生，有利于脆性断裂。应力集中可能会导致材料在应力集中处所受应力超过材料的许用应力，致使脆性断裂的发生。

在实际零部件和构件中，不可避免地有各种螺纹、台阶、孔洞、键槽等级和不均匀性，从一般意义上说它们都是缺口体。如果材料表面存在缺口，当外载荷作用到材料上时，缺口根部的三向拉应力使应变受到约束，同时应力集中大大超过平均水平，为脆性断裂的发生创造了条件。

温度是影响材料脆性断裂十分重要的一个因素，脆性断裂常常发生在气温较低的环境中。如韧脆转移问题，当温度低于脆性转变温度时，材料就会发生脆性断裂。

环境导致材料的脆性断裂是十分常见的脆性断裂。下面还有专门章节介绍，这里就不再赘述。

2.脆性断口的宏观特征

脆性断口的宏观特征如下：断口上没有明显的宏观塑性变形；断口相对齐平并垂直于拉伸载荷方向；如果没有被腐蚀产物或脏物污染，表面经常呈现晶体学平面或晶粒的外形；断口的颜色有时比较光亮，有时相对暗灰一些；光亮的断口表面有时有放射状台阶，在一定条件下放射状台阶会发展为人字纹花样；较灰暗的脆性断口呈现无定型的粗糙表面，有时也呈现出晶粒外形。

室温冲击韧性试验的宏观断口特征：整个断口比较平坦，呈颗粒状，断口主要为放射区，有粗糙的放射棱，为典型脆性断口，高倍下为典型的沿晶断裂。

室温拉伸试验的宏观断口特征：断面平坦，断口呈颗粒状，也是典型的脆性断口，高倍下为沿晶断裂。锻件过热试样室温人工打断断口的宏观形貌特征为粗晶脆性断口，断口有发亮的小刻面，无剪切唇，微观形貌为解理和准解理特征。

人字纹是宏观脆性断口诊断的重要依据。断口上是否有清晰的人字纹花样出现，取决于构件的几何形状和断裂的起始位置。在板材构件脆性断裂的断口上就经常出现人字纹花样。如果在断口上发现人字纹花样（通过肉眼或借助放大镜或用体视显微镜），则可以说明断裂是脆性的。另外还能够找到断裂的起源——平滑板材断口上人字纹的尖头方向指向断裂源，相反方向为裂纹的扩展方向。

但应注意，如果在板材的两侧都开有槽口，则由于裂纹首先在缺口处形成，且由于应力集中的原因，裂纹沿切口处的扩展速度较快，而中心较慢，故开裂时形成的人字纹尖头方向与无槽口平滑试样时正好相反，即人字纹的尖头方向是裂纹的扩展方向。

金属的脆性断裂可以分为两种基本形式：穿晶和沿晶。

穿晶脆断的断口一般比较光亮，因为裂纹扩展是沿晶粒内部某些晶面劈开的，由于被劈开的晶面是完整的表面，当光线照在这些晶面上时就反射出闪闪的亮光，这种断裂称为穿晶的脆性断裂或解理断裂。被劈开的面称为解理面，这个面常常是晶体内原子排列密度较大的晶面，因为它的晶面间原子结合力最差，所以当受力时这个面最容易劈开。在常见的点阵类型的金属中，体心立方、密排六方都有可能发生解理断裂，而面心立方金属则极少发生解理断裂。

沿晶脆断的断口一般呈暗灰色，一般情况下是由于晶界上有夹杂物、沉淀物聚集、成分偏析、晶间腐蚀、过烧等原因导致晶界结合力降低，低于晶内结合力，裂纹沿晶界扩展。

在分析脆性断裂的结构失效件时，至少有两个方面是很重要的：首先，必须考虑断裂起源，找到断裂源就能够判断断裂起源处是否有缺陷，是否有先前的疲劳裂纹或应力腐蚀裂纹导致随后的失效；其次，无论存在什么样的缺陷，都要存在足够的载荷致使裂纹的快速失稳扩展。总之，工作条件下存在不正常的高工作应力，材料没有足够的韧性或没有对缺陷足够的承受能力都可能会导致脆性断裂。在进行脆断失效分析时，以上两个方面需要仔细观察考虑。

3.脆性断口的微观特征

脆性断裂从微观晶体破坏的方式上可分为两类：穿晶（解理）断裂和沿晶断裂。

（1）穿晶（解理）断裂 穿晶（解理）断裂是金属或合金在外加正应力作用下沿某些特定低指数结晶学平面（解理面）发生的一种低能断裂现象。一般呈脆性特征，很少塑性变形，断面呈结晶状，有许多强烈反光的小平面（或小刻面）。

由脆性断裂理论可知，断续裂纹的成核与长大和切应力导致的滑移是分不开的，哪怕是极微量的滑移。另外滑移和解理在晶体受力变形过程中是相互竞争的关系，所以在介绍解理断裂之前，有必要对滑移和解理这两种变形机制进行简单的介绍，同时提及与解理断裂有关的孪生（晶）。

1）滑移、解理和孪生。滑移是指晶体的一部分相对于另一部分沿着一定的晶面和晶向产生相对滑动的过程，是一种很常见的塑性变形机制。滑移是在滑移面和该面上的滑移方向上进行的，通常情况下，滑移面是原子排列最紧密的面，滑移方向也是原子排列最紧密的方向。滑移是在切应力作用下发生的，当切应力在滑移面上的分量达到一定的临界值后，滑移就会开始。

如果晶体很大且晶体表面为良好的抛光面，则用肉眼都能够看到滑移的痕迹，如图4-15所示。在较低倍数下观察，可看到一条条的黑线；在较高倍数下观察，发现这些“黑线”并不是在单一的滑移面上进行滑移后形成的，而是由许多的滑移阶梯组成。“黑线”实际上不是滑移线，而是滑移带，组成“黑线”的阶梯才是滑移线，如图4-16所示。滑移的方式除了基本滑移之外，还有不规则滑移、波状滑移、交滑移、多滑移等。

图4-15 单晶体的塑性变形

图4-16 滑移带及滑移阶梯

在密排六方结构的金属中，有些方向的分切应力可能为零，此时不会发生滑移，相反会发生解理，断口相对光滑，像镜面一样。这种解理一般不会在面心立方结构金属中发生。

滑移面垂直于载荷方向，当载荷增大时，滑移可能在其他的滑移面进行（非密排面），但是这时的临界分切应力是非常高的。另一种可能是此平面的分解正应力超过面间的结合力，这些平面就会分离或称之为解理。

由上所述，滑移和解理之间有竞争的关系。随着外加载荷增加，滑移系上的切应力和解理面上的正应力都会增加。到底滑移和解理哪个最先发生，取决于哪个应力最先达到临界值。

孪生是塑性变形的另一种重要形式，在孪生过程中形成孪晶。孪生是指晶体在切应力作用下发生均匀切变的过程。孪生以后，均匀切变区的取向改变，变成与未切变区呈镜面对称，孪生面就是对称面，这种对称的结构称为孪晶。

孪生是一种很复杂的过程，很少发生在面心立方晶体中，但是在密排六方和体心立方晶体中都会发生孪生。温度降低和应变速率增加有利于孪晶的产生。在体心立方结构金属的断裂过程中，裂纹的生核与机械孪晶有关。

2）解理断裂的微观特征。单晶的解理断口应该是原子尺度光滑的，是没有任何特征的。低倍观察这些面也是极为平坦的镜面。然而，即使是纯金属的单晶也存在晶格缺陷，这些缺陷导致解理裂纹扩展发生偏差进而产生了断口形貌。同时，解理裂纹可能在多个位置生核，这样解理裂纹就在不同的平面上甚至是在同一类型的平行平面上扩展，如果裂纹沿着两个平行的解理面扩展，则在两者交界处形成台阶，这在断口上也能够得到反映。

解理断口的微观特征有解理台阶、河流花样和“舌头”花样等，图4-17为典型的解理断口形貌。

解理台阶。解理台阶是两个不同高度的解理面相交时形成的，如图4-18所示。解理裂纹与螺位错交截以及次生解理、撕裂是形成解理台阶的两种主要方式。

河流花样。解理断口最主要的特征是其线条的形状与水系网络的相似性，根据它们的形状，把这些线条称为河流花样。它们的产生源于裂纹扩展并不局限在单一的平面内，而是偏离一个平面跑到邻近的平面上去了，或者这些解理面碰到组织缺陷而分离成若干部分，最终的结果是出现一系列平行且同时扩展的裂纹，这些裂纹通过它们之间的金属条带的断开面相互连接。因此，所谓“河流”实际上是一些台阶，它们把不同裂纹连接起来。

图4-17 解理断口形貌

图4-18 解理台阶形成示意图

形成台阶会消耗掉一定数量的额外能量，因此河流花样会趋于合并，河流花样从支流汇合成主流，这样一来，河流的流向恰好与裂纹扩展方向一致。逆流而上就能找到断裂起始区。

在多晶体中，由于晶粒的取向不同，当解理裂纹从一个晶粒进入到相邻晶粒时（也就是说解理裂纹通过晶界时），扩展方向会发生变化。图4-19所示为晶界（倾斜和扭转）或亚晶界对解理河流的影响。

图4-19 晶界（倾斜和扭转）或亚晶界对解理河流的影响

晶界会使解理断口呈现更复杂的形态。当解理裂纹前沿与一倾斜型小角度晶界相遇时，河流只是简单地改变方向，在相邻晶粒内继续“流动”。这是因为小角度倾斜晶界是由同号刃型位错垂直排列而成，裂纹与刃型位错相交并不引起台阶的增减。

当解理裂纹前沿与一扭转型小角度晶界相遇时，河流会激增。这是因为扭转晶界是由大量的螺位错组成，当裂纹穿过晶界时，与大量的螺位错交割，使台阶激增而形成大量的河流。

当解理裂纹扩展到大角度晶界（大多数晶界属于大角度晶界）时，由于晶界结构复杂，两晶粒之间缺乏连续性，晶粒之间的位向差又很大，这些都使解理裂纹无法连续通过，这时裂纹需重新生核进而扩展，因此有可能在新的晶粒中出现大量的河流，而且河流台阶的高度差很大，也有可能使原有的河流消失。

另一种可能是解理裂纹通过大角度晶界后形成解理扇形。解理裂纹通过晶界后，在新的晶粒中某一点上生核，从该处开始裂纹扩展到整个晶粒。在这个晶粒内部，河流花样以裂纹源为中心。以扇形的方式向外扩展，形成解理扇形。

舌状花样和鱼骨状花样。在体心立方和密排六方结构金属中存在着机械孪晶，或者是更常见的情况——在变形过程中生成孪晶。裂纹前沿遇到孪晶时，会以孪晶和基体分离的方式而偏离原来的扩展方向，结果是形成舌状花样。解理舌也是解理断裂的典型特征之一。裂纹前沿和孪晶相互作用有时会产生另外一种花样——鱼骨状花样。

瓦纳线。极脆的金属解理断裂时，会出现“瓦纳线”（根据第一位描述玻璃材料断裂图像的作者命名）的解理特征。“瓦纳线”与宏观人字纹花样相似，但其扩展方向恰恰相反。它是一组很清晰的台阶，是在裂纹快速扩展中，裂纹尖端与某一缺陷相遇时发射出的弹性波与裂纹前沿相交的轨迹。玻璃、陶瓷等脆性材料在快速扩展过程中，经常会出现这种特征形貌。

（2）准解理断裂 准解理断裂是一种基本上属于脆性断裂范围的微观断裂，是介于解理断裂和韧窝断裂之间的一种过渡断裂的形式。

例如：在已经淬火形成马氏体及随后回火析出细小网状碳化物质点的钢中，当试验温度远远超过韧脆转变温度时，其断裂的断口均由韧窝组成；当试验温度大大低于韧脆转变温度时，其断裂的断口则主要是由平坦的解理小平面所组成；而当温度恰好在韧脆转变温度附近时，可以发现断口上原始奥氏体晶粒内有效解理面的尺寸及取向可能模糊不清，真正的解理面已经被更小的、不清晰的解理小面所代替，这些小面通常是在碳化物质点或大块夹杂物上发生，这些小解理面称为准解理面。

准解理的解理面对原奥氏体晶粒是穿晶的，但比回火马氏体的小尺度特征大很多。在回火马氏体等复杂组织的钢中，经常可以观察到这种穿晶断裂。这种似解理的平坦小晶面比弥散马氏体针要粗大得多，而且似解理小晶面的取向不一定沿铁素体的解理面解理，但也不沿马氏体针叶伸展，而是各个方向都有可能解理。为了把这种小晶面的断裂方式和真正的解理断裂区别开来，通常把这种既似于解理断裂又不同于解理断裂的断裂方式称为准解理断裂。

准解理为不连续的断裂过程，各隐藏裂纹连接时常发生较大的塑性变形，形成所谓撕裂棱，或形成微孔聚合的韧窝，有时甚至形成韧窝带。首先是在不同部位同时产生许多解理小裂纹，然后这种解理小裂纹不断长大，最后以塑性方式撕裂残余连接部分。这种模型断裂的断口上最初和随后长大的解理小裂纹即成为解理小平面，而最后的塑性方式撕裂则表现为撕裂棱（或韧窝、韧窝带）。

准解理断裂的特征为：大量高密度的短而弯曲的撕裂棱线条、点状裂纹源由准解理断面中部向四周放射的河流花样、准解理小断面与解理面不存在确定的对应关系、二次裂纹等，准解理断口形貌如图4-20所示。(www.xing528.com)

图4-20 准解理断口形貌

准解理断口与解理断口的主要差异如下：准解理裂纹源是在晶粒内部的空洞、夹杂物、硬质点，而不像解理断裂那样，裂纹源在晶粒边界或相界面上；裂纹传播的路径不同，准解理是由裂纹源向四周扩展，相对于解理裂纹要不连续得多，而且多是局部扩展；解理裂纹是由晶界向晶内扩展，表现出河流走向；准解理小平面的位向并不与基体的解理面严格对应。在调质钢中准解理小平面的尺寸比回火马氏体的尺寸要大很多，与原奥氏体晶粒尺寸相近。这是由于回火过程中所产生的弥散细小的碳化物颗粒影响了裂纹的扩展，使裂纹在晶粒中扩展时难以严格地沿着一定的晶体学平面进行。相反，细小碳化物颗粒的分布对裂纹的扩展路径起着决定性的作用。

解理与准解理的主要区别见表4-5。

表4-5 解理与准解理的主要区别

（3）沿晶断裂 在很多情况下，不论是冲击载荷还是缓慢加载，不论是低温还是高温，金属都会沿晶界发生断裂。生成的断口称为沿晶断口。

在一般情况下，晶界的结合力高于晶内结合力，晶界是强化因素。但如果热处理不当或环境、应力状态等因素使晶界被弱化成裂纹扩展的优先通道，材料就会发生沿晶断裂。按断口表面的形态，沿晶断口分为两类：一种是常见的沿晶分离，断口呈现出不同程度的晶粒多面体外形的岩石状花样或冰糖状花样，晶粒明显，且立体感强，晶界面上多显示光滑无特征形貌；另一种是沿晶韧窝断口，断口表面的晶界上有大量的小韧窝（有时显示为滑移特征），这是晶界显微空洞生核、长大、连接的结果。沿晶断口的形貌取决于材料本身晶粒的形状，如图4-21所示。

图4-21 沿晶断裂路径示意图

a）沿等轴晶粒边界分离 b）沿弱化晶界相分离 c）沿着拉长晶界分离

按产生晶间脆性的原因，一般可将沿晶断口分为四类：一是由于特殊的晶间脆性造成的沿晶断口（如纯铁和针状马氏体组织的晶间脆性）；二是和热偏析有关的沿晶断口；三是由晶间沉淀相诱发的沿晶断口；四是由于环境介质作用造成的沿晶断口，包括应力腐蚀沿晶断口、氢脆沿晶断口、低熔点金属脆性沿晶断口、蠕变沿晶断口等。这几种情况可以单独起作用，也可以共同起作用。

在这里只讨论前三种原因造成的脆性沿晶断裂，第四种原因有专门章节介绍。

1）由于特殊的晶间脆性造成的沿晶断口。纯铁的沿晶断口，在低于韧脆转变温度时，冲击韧性试验得到的断口是脆性的。断口形貌也由韧脆转变温度以上的韧性（由韧窝组成）转变为脆性（由解理组成）。

马氏体组织的晶间脆性以及由此造成的沿晶断口。在中、高碳钢的淬火状态会出现马氏体组织晶间脆性。奥氏体化后，马氏体钢在淬火状态可能出现裂纹，通常可看到两种类型的裂纹：粗大的马氏体片中的穿晶显微裂纹和沿原奥氏体晶界分离形成的沿晶裂纹。淬火后的试样在室温下断裂时会得到解理和沿原奥氏体晶界分离形成的混合断口，且后者所占比例可能非常大。

2）热偏析引起的沿晶断口。晶间脆性的大量事例都与偏析有关。在某一温度范围内长期保温后，固溶体会分解并把溶质抛向晶界，这样就会出现偏析。钢的回火脆性与元素偏析有着密切的关系。

回火脆性可分为两类：一类是淬火钢在300～350℃温度范围回火后，不论冷速快慢都会出现冲击韧度或断裂韧度下降，称为不可逆回火脆性或“第一类”回火脆；另一类是在450～650℃温度范围回火，回火后慢冷出现的可逆回火脆性或“第二类”回火脆，主要是由于在原奥氏体晶界上磷偏聚引起，在铬镍合金结构钢中最显著。高温回火脆是可逆的，如果对存在高温回火脆的工件重新回火再水冷，可使这类回火脆性现象消失。

回火脆的断口基本上都是沿晶脆性断口。对于“第二类”回火脆，不仅是原奥氏体晶界，所有铁素体边界（实际晶界、板条以及板条束边界）也都发生偏析。根据处理条件的不同，可以沿铁素体边界断裂（如再结晶铁素体），也可能在块状铁素体与板条贝氏体之间的边界断裂。

3）晶间沉淀相引起的沿晶断口。沉淀相引起的晶间脆性取决于沉淀相在晶界上所占的面积百分数、沉淀相与基体界面的特性及沉淀相的相貌和它的力学性质。在低温下断裂时，由于沉淀相一般情况下比基体硬，除非把它们弄碎或从基体上撕下来，否则不会变形；这会导致裂纹的萌生，且有利于晶间裂纹的扩展。由于裂纹尖端处处于三向应力状态，因此显微空洞会在晶界上形成，出现沿晶韧窝断口。

这类断口的形貌与晶界上沉淀相的大小及分布有关：沉淀相密度越高，韧窝的密度就越大，裂纹沿晶界扩展引起的变形区宽度就越小。当沉淀相的尺寸增加到在晶界上已占相当比重时，裂纹扩展就不需要更多的变形，断口形貌逐渐变脆。

金属在热加工或使用过程中，如果在过热、过烧温度区间内停留，就会引起局部或整体过热、过烧，在应力的作用下也会导致沿晶脆性断裂。钢的过热是其加热到奥氏体范围的高温区，然后缓慢冷却到一定温度（仍在奥氏体范围的低温区），在淬火或其他热处理之前发生的。在开始的高温奥氏体化过程中，基体中许多沉淀相溶解；在缓慢冷却过程中，这些元素向晶界偏析，并在晶界上沉淀出来。这些沉淀相使钢的冲击吸收功降低，引起沿晶韧性断裂，形成沿晶韧窝断口。

过热、过烧断口宏观上呈粗大的颗粒状，断口附近无明显变形，过烧断口无金属光泽。过热断口晶粒粗大，晶界分离面上有细小的韧窝；过烧断口晶粒粗大，晶界粗而深，晶界分离面上有氧化膜、熔化的孔洞等特征。34CrNiMo6过烧断口如图4-22所示，焊接热裂纹导致的沿晶韧性断口如图4-23所示，氢致沿晶脆性断口如图4-24所示。

图4-22 34CrNiMo6过烧断口

图4-23 焊接热裂纹导致的沿晶韧性断口

图4-24 氢致沿晶脆性断口

4.脆性断口的诊断

（1）脆性断口性质的诊断 所谓脆性断口性质，指的是对脆性断口宏观和微观形貌的描述和判断。

对断口的性质进行诊断，首先应该对断口的宏观形貌有正确的描述。如前所述，脆性断口的宏观特征如下：断口上没有明显的宏观塑性变形；断口相对齐平并垂直于拉伸载荷方向；如果没有被腐蚀产物或脏物污染，表面经常呈现晶体学平面或晶粒的外形；断口的颜色有时比较光亮，有时相对灰暗一些；光亮的断口表面有时有放射状台阶，在一定条件下放射状台阶会发展为人字纹花样；较灰暗的脆性断口呈现无定型的粗糙表面，有时也呈现出晶粒外形。

用肉眼或借助放大镜或利用体视光学显微镜观察，具备上述特征的断口即为脆性断口。这种基本的分析是相对简单的，但是仅仅对断口的宏观形貌进行简单的描述还是远远不够的。为了更深入地了解断口，需要借助电子显微镜（形貌观察）、电子探针（微区成分检测）等更高级的手段对断口进行分析，这就是断口微观性质的诊断。

脆性断口的微观性质主要有解理、准解理、沿晶三种。

解理的微观形貌特征主要是解理台阶和河流花样，此外还有解理舌、鱼骨状花样、解理扇形、羽毛状花样等。

准解理的微观形貌特征是河流花样和撕裂棱并存。

沿晶断口的微观形貌特征是呈现出不同程度晶粒多面体外形的岩石状花样或冰糖状花样，晶粒明显，且立体感强，晶界面上多显示光滑无特征形貌。

根据上述断口的微观形貌特征，就可以判断所观察的脆性断口的微观机制。

为了对断口的性质有一个全面的了解和科学的判断，有时还需要对材料性质、断裂参数等进行分析。表4-6列出了脆性断裂性质诊断的依据。

表4-6 脆性断裂性质诊断的依据

（2）脆性断口形成原因的诊断 需要首先确定断裂起点位置和裂纹扩展路径，判定造成断裂的载荷类型以及加载速率，分析断口上的痕迹特征（如腐蚀产物、夹杂物等）；在断口分析的基础上，结合工艺条件、服役条件等对断裂失效进行更全面的分析诊断。

1）断裂源和裂纹扩展路径的确定。前面提到，当脆性材料承受冲击载荷而引起断裂时，在断口上即呈现放射状的撕裂棱线或呈现人字形花样。放射状撕裂棱的放射源即为断裂的起始位置，放射状撕裂棱的方向即为脆性断裂的走向。同样，“人字纹”的交点也为断裂的起点，“人字纹”扩展方向为裂纹前进的方向。但应注意：如果在板材的两侧都开有缺口，形成的“人字纹”尖顶方向与无缺口光滑试样时正好相反；有缺口时，“人字纹”的尖顶方向是裂纹的扩展方向。

脆性断口的微观观察，是根据河流花样的流向来判断裂纹的起源和它的扩展方向的。河流花样“上游”即为裂纹的起源位置，河流的扩展方向或解理扇形扩展方向即为裂纹的微观走向。

需要注意的是，缺口和缺陷（夹杂物等）常是断裂的起源处，在观察时应该引起足够的重视。

2）对材料的性质和加载速率的估计。实验表明，脆性断口上放射状撕裂棱的形态是与材料性质和加载速率有关的。一般情况下，放射状撕裂棱的存在表明破坏是急速进行的，因此当材料的性能相同时，冲击载荷的加载速度越大，放射状的撕裂棱就越明显。

实验结果证明，在锅炉爆炸的情况下，即使是高塑性的软钢，其断口也垂直于最大正应力，并呈现“人字纹”花样。这是因为随着冲击速率的增加，材料所能吸收的功不断减少，并当冲击速度大于转移速度时，材料由韧性状态转变为脆性状态，呈现脆性断裂的特征。因此，可以认为，这种放射状线条的存在，要么表明材料本来就属于脆性的，要么表明破坏的速度是非常大的。

而当加载速度相同的情况下，材料的韧性越小，冲击断口上放射状撕裂棱就越细腻。

实验还表明，当晶界结合力与晶内结合力相比较小时，断口上的放射状撕裂棱逐渐消失，被沿晶断裂的粗糙表面所代替，但是有时在沿晶断裂的宏观断口上还可以看到闪闪反光的解理断裂的小平面。这就是说，在沿晶的脆性宏观断口上，一般看不出加载速度的影响。

3）对载荷类型的判断。在各种不同的载荷下，断口表面的形态还会有所不同。

静拉伸应力造成的解理断口与拉应力垂直；零件截面较小时，宏观断口一般是平坦的，较大部件可能出现较粗糙的断口（因为除和主应力垂直的方向外，其他方向也可能发生断裂）；断口的色泽和晶粒尺寸有关，晶粒粗大时，断口上的小平面是非常亮的。静拉伸应力造成的沿晶断口也与拉应力垂直，有时呈现出晶粒外形；断口的表面可以是光滑的，也可能有许多小斑点，甚至有条纹或是韧性的，这和晶界以及造成沿晶开裂的因素如偏析、沉淀等有关。

静压缩应力造成的脆性断口有时呈条状（粉碎性）的，有时呈45°切断断口形状（脆性压缩45°切断断口的宏观塑性变形方式是镦粗，而韧性拉伸45°切断断口的宏观塑性变形方式是缩颈）。

静扭转应力造成的脆性断口呈“麻花状”，称之为螺旋形断口。螺旋形断口是由于材料在纯扭矩的作用下沿与最大主应力垂直的方向分离造成的；“麻花状”断口的表面形态和脆性拉伸断口一样，也是呈无定型的粗糙表面或呈现晶粒外形，这需要微观观察才能确定。

静弯曲应力造成的解理断裂裂纹是从受拉区的外侧萌生，它们先在垂直于主应力的面上扩展，然后由于平面应变状态向平面应力状态转变就使裂纹出现弯曲和分叉。当试样包含缺口时，裂纹就沿缺口扩展，无法把它们和纯拉应力造成的断口相区别。

静切应力作用下造成的脆性解理断口、沿晶断口等脆性断口和其他载荷类型得到的这类断口具有相同的形貌。此种情况下，根据断口形貌来确定导致断裂的载荷类型就很困难。在较好情况下，表面摩擦痕迹或断口附近的硬质点可能会帮助确定是否是由切应力造成的。

在冲击载荷下，板材构件的脆性断口上一般有放射状线条的人字纹花样。

4）脆性断裂模式和原因及特征判据的对比综合分析。

脆性断裂模式和原因相结合的实用分类见表4-7。

表4-7 脆性断裂模式和原因相结合的实用分类

首先应该指出的是，脆性断口的宏观形貌或呈放射状或人字纹或呈颗粒状，微观形貌或为解理（或为准解理），或为沿晶或为沿第二相断裂形貌。

宏观形貌呈放射状（或人字纹）、微观形貌呈解理（或准解理）状的脆性断口的形成原因，一般往往与材料材质本身的或因工艺过程引起的本质脆性或由使用条件或加载条件的高温、低温等引起的，如材料本身的脆性、钢淬火状态、回火不充分引起的脆性、回火脆性、冷作硬化脆性、应变时效脆性、高速加载脆性、低温脆性等。因此，对这类脆性断裂原因的分析，要从材质本身、工艺过程和使用条件等方面去分析诊断，而且，它一般与设计、选材和制造工艺有关。

对于宏观形貌呈颗粒状（或岩石状）、微观形貌呈沿晶状（或沿相界、沿晶界）的脆性断口（统称沿晶断口形貌），在一般情况下，首先要重点分析沿晶（或沿相界，或沿晶间）断口上成分、组织、结构、微观形貌等，进而分析其产生（重点是使用）工序、过程和条件，才能做出正确和科学的诊断。沿晶断口形貌一般是由环境原因和工艺原因引起的脆性断裂失效，沿晶断裂特征与断口诊断依据见表4-8。

表4-8 沿晶断裂特征与断口诊断依据